Структура мелкозернистая: Мелкозернистая структура — wiki.web.ru

Содержание

Мелкозернистая структура — Большая Энциклопедия Нефти и Газа, статья, страница 3

Мелкозернистая структура

Cтраница 3

Для получения мелкозернистой структуры проводят полный отжиг. При измельчении зерна снижается твердость стали, повышаются ее вязкость и пластичность, снимаются внутренние напряжения, улучшается обрабатываемость резанием. Изделия из такой стали реже выходят из строя при эксплуатации. Скорость нагрева в среднем составляет 100 С / ч, продолжительность выдержки — от 0 5 до 1 ч на 1 т нагреваемого металла. Из предыдущего известно, что в стали, нагретой выше критической температуры Ас3, мелкозернистый аустенит получается даже в том случае, если исходная структура крупнозернистая.
[31]

При наличии мелкозернистой структуры возникает возможность упрочнения микрообъемов стали за счет выделения о-фазы в очень дисперсной форме. Мелкозернистая структура способствует также более равномерному распределению упрочняющих фаз, так как большая протяженность граничных зон облегчает процессы диффузии. С повышением температуры старения максимум сопротивляемости стали гидроэрозии смещается в сторону меньших выдержек при старении. Увеличение выдержки при повышенной температуре старения приводит к коагуляции избыточных фаз и снижению эрозионной стойкости стали.
[32]

Для получения мелкозернистой структуры использовали осадку на молоте при 700 С и 30-мин отжиг при 1000 С. После такой обработки размер зерен был равен примерно 7 мкм, у — фаза находилась в основном в виде дисперсных частиц. Исследования показали, что дальнейший отжиг при 1000 С не приводит к значительному росту зерен — за 1 ч выдержки размер зерен увеличился только до 8 — 9 мкм.
[34]

В случае мелкозернистой структуры подвижность дислокаций полностью блокируется границами зерен в поликристаллах из-за их разной ориентации, что не позволяет дислокациям, скользящим в одном кристалле, перейти в другой и приводит к скоплению их у границ зерен. Поэтому материалы с мелкокристаллической структурой имеют более высокие прочностные характеристики, чем монокристаллы с дислокационными включениями.
[35]

Способствует получению мелкозернистой структуры, в особенности в сочетании с хромом и марганцем. В результате закалки обеспечивает высокую твердость рабочих поверхностей деталей.
[36]

Для получения мелкозернистой структуры в сталь вводят незначительное количество Ti, V, Al, которые образуют труднорастворимые мельчайшие частицы карбидов ( центров кристаллизации), препятствуют росту зерна и обеспечивают устойчивую мелкозернистость аустенита.
[37]

Для получения мелкозернистой структуры, устранения химической и структурной неоднородности, уменьшения внутренних напряжений, понижения твердости стали для облегчения механической обработки производят отжиг или нормализацию.
[38]

Керамическую плитку мелкозернистой структуры сортируют по цвету, форме и размерам, если из нее составляют образец определенного цвета и формы. Наиболее распространена плитка размером 10X10 см, укладываемая таким образом, чтобы пол был одно — или двухцветным.
[40]

Для получения мелкозернистой структуры силумины необходимо модифицировать введением в жидкий сплав металлического натрия в количестве 0 1 % массы сплава или смеси хлористых и фтористых солей натрия и калия в количестве 2 — 2 5 % массы сплава.
[42]

Для получения мелкозернистой структуры с целью повышения механических свойств сплавов применяют перегрев или модифицирование. Для измельчения зерна перегревом расплав нагревают в тигле до 850 — 900 С и выдерживают 15 — 20 мин до растворения тугоплавких соединений железа. При последующем быстром охлаждении до 700 С выделяются высокодисперсные частицы РеА12 являющиеся центрами кристаллизации.
[43]

Обеспечивает получение равномерной мелкозернистой структуры, сообщает стали высокую прочность, пластичность и вязкост.
[44]

За счет более мелкозернистой структуры изно — состойкость выше, чем у сплава ВК6, при не — сколько меньших эксплуатационной прочности и ] сопротивляемости ударам, вибрациям и выкра — пшзаншо.
[45]

Страницы:

1

2

3

4

Мелкозернистая и среднезернистая структура печени

При возникновении болезненных ощущений в правом подреберье, а также при наличии таких симптомов, как желтушность кожи, тошнота, изменение цвета белков глаз, лечащий врач, как правило, назначает анализы крови на ферменты и отправляет на УЗИ печени. Давайте рассмотрим подробнее, о чем может рассказать УЗИ, а также какие термины и показатели используются в заключении сонолога — врача, проводящего ультразвуковое исследование.

Как правило, первое, о чем говорит исследование этого органа — это размер печени пациента, ее расположение в брюшной полости и форма. В нормальном состоянии на мониторе различимы левая и правая доли печени, а также «ворота печени» — так в анатомии называется небольшое пространство между долями, куда ведут крупные сосуды — печеночная артерия вместе с воротной веной. Кроме того, на снимке визуализируются два протока, которые в книжке по анатомии отмечены как правый и левый. Кроме того, врач оценивает контуры печени — при отсутствии проблем с печенью они обычно ровные и плавные.

Обратите внимание, что нижний край здорового органа должен располагаться на уровне реберной дуги, выступая по срединной линии сантиметров на 5–6. При нормальных размерах печень может быть немного опущена — это обычно значит что пациент болен бронхиальной астмой.

Структура печени: основные понятия

Прежде чем рассматривать такой термин, как мелкозернистая структура, нам необходимо разобраться с тем, что же представляет собой структура печени и какой она может быть. Структурой печени врачи называют строение соединительной ткани, выстилающей печень, которая визуально делит ее на множество маленьких долек. Форма таких долей напоминает шестигранную призму. Между этими участками располагаются желчные протоки и сосудистая сетка, которые легко можно распознать на фоне соединительной ткани.

Если обследовать здорового человека, то окажется, что структура его печени будет мелкозернистой, а размеры его воротной вены варьируются от 8 до 12 мм. Если же диаметр воротной вены увеличен, к примеру, до 14 миллиметров, а структура неизменна, то следует говорить о портальной гипертензии. Стоит отметить, что разные медицинские источники трактуют «норму» диаметра этой вены по-разному. Например, если во многих англоязычных источниках 14 миллиметров — это еще норма, но для наших отечественных врачей — уже отклонение. Есть несколько усредненных показателей, которые определяют норму структуры печени.

У здорового человека должно быть так: контур органа — четкий, ровный, строение печени гомогенное, расположение протоков портальной вены печени проходит по ее периферическому пространству, слабоинтенсивная мелкозернистая структура.

Если структура печени среднезернистая, то имеет место или хронический гепатит, или жировой гепатоз. Впрочем, среднезернистая эхоструктура обнаруживается в комплексе с повышенной эхогенностью, о которой речь пойдет дальше или увеличенным диаметром воротной вены. Оба эти фактора станут для врача решающими при диагностике.

Тут стоит отметить, что в ряде случаев имеет место и повышенная зернистость, которая является вариантом нормы. Обычно, с таким сталкиваются пациенты, которые обследовались на УЗИ-аппаратах невысокой ценовой категории. Но не стоит оставлять этот момент без внимания, ведь этот показатель может свидетельствовать о дистрофии печеночной ткани или воспалении. Если вы будете игнорировать эту проблему, то со временем столкнетесь с наличием камней в желчном пузыре.

Также при обследовании печени, вы можете столкнуться с таким показателем, как сосудистый рисунок. Этот показатель может иметь три значения — сосудистый рисунок усилен, в норме или обеднен. Что это значит? Как правило, сосудистый рисунок рассматривают в комплексе с эхогенностью печени.

При некоторых заболеваниях — в том числе и гепатите, циррозе, происходит изменение сосудистого рисунка и общей эхоструктуры печени. Сосудистый рисунок — это визуализация сосудов печени на фоне соединительной ткани. Когда при вышеуказанных заболеваниях изменяется структура печени, изменяется и ее эхогенность — так врачи называют способность органа отражать ультразвук во время сонологического исследования.

Ткани печени с высокой плотностью отражают волны прекрасно, на снимке УЗИ они имеют насыщенный белый цвет. Такая эхоструктура придает повышенную эхогенность печени. В большинстве случаев, для простого обывателя «белая печень» означает наличие большого количества жировых клеток, которые отражают излучение. Меньшая же плотность печеночной ткани отражает ультразвук намного хуже, за счет чего изображение на рисунке получается темным. Это значит, что такой показатель, как эхогенность существенно понижен. Такая ситуация скажет грамотному врачу о том, что пациент может быть болен острым гепатитом. В норме, как вы и сами догадались, эхогенность должна быть средней, а эхоструктура печени — однородной.

Что значит повышенная эхогенность печени?

Чаще всего, повышенную эхогенность печени диагностируют в комплексе с неоднородной эхоструктурой. Это может означать, что организм пациента подвержен таким серьезным заболеваниям, как гепатит, жировой гепатоз печени, а также цирроз. Более точный диагноз врач может поставить на основе биопсии тканей печени.

Если повышенная эхогенность идет «в компании» с очаговыми образованиями, то это, как правило, характерная картина для абсцесса, гематом и метастазов печени. Кроме того, врач может заподозрить макронодулярный цирроз или лимфому. В любом случае, при наличии очаговых образований в печени вам предстоит сдать другие анализы, чтобы сделать клиническую картину более четкой и понятной.

Как правило, при ультразвуковом исследовании врач не просто диагностирует уплотнение соединительной ткани, но может определить причину такого изменения. Для этого и используются понятия зернистости, звукопроводимости, сосудистого рисунка.

В заключении УЗИ должны быть указаны характеристики протоков печени и кровеносной сетки.

Получив на руки заключение, не спешите бежать в аптеку и назначать себе лечение. Многие показатели УЗИ печени человеку без медицинского образования будут в лучшем случае непонятны, а в худшем — могут быть неправильно истолкованы, что только ухудшит ситуацию. Доверьтесь опытному гепатологу, который увидев снимок и заключение сонолога, расставит все точки над i, назначив вам адекватное лечение.

что это значит, причины мелкозернистой и крупнозернистой структуры

Выполняя функцию естественного фильтра, печень проделывает огромную работу по синтезированию необходимых соединений, обезвреживанию токсических веществ и удалению их из организма. Учитывая экологические условия, в которых сегодня живет человечество и массу вредных привычек, присущих большинству его представителей, можно сказать, что печень страдает практически у каждого.

Часто показателем патологии является неоднородно зернистая печень на УЗИ. Что может значить такое состояние органа, и чем оно опасно? О причинах и последствиях изменения печеночной структуры можно узнать из данной статьи.

Структура печени

Приступать к изучению зернистости стоит, лишь разобравшись, что собой представляет структура печени и какой она бывает.

Структура печени – это строение ее соединительной ткани, которая выстилает орган и делит его на большое количество миниатюрных долек. Так образуется печеночный скелет – строма. Каждая из его долек похожа на шестигранную призму. Между этими призмами расположена сетка сосудов-капилляров и желчные протоки, хорошо различимые на фоне соединительной ткани. Они постепенно превращаются в более крупные русла, по которым осуществляется приток и отток синтезируемых соединений: ферментов, желчи и желчных кислот.

Дольки-шестигранники состоят из гепатоцитов – печеночных клеток, выполняющих основную работу. Они будто уложены пластинками толщиной в одну клетку и образуют разветвления, синусоиды между которыми заполнены кровью.

Неоднороднсть любого типа в любом случае является отклонением

Степень зернистости: норма и отклонения

При проведении ультразвукового исследования хорошо просматривается мелкозернистая структура паренхимы, являющаяся нормой. Именно степень зернистости печени является критерием ее состояния.

Также на УЗИ видны трубочки желчевыводящих протоков и кровеносных сосудов, имеющих диаметр 1 мм, а также крупная воротная вена, диаметр которой должен составлять от 8 до 12 мм. Если данный показатель превышает 14 мм, это означает начало развития у человека портальной гипертензии.

Во время исследования часто фиксируется набухание соединительной ткани, она выглядит дряблой и бледной, с большим количеством белковых вкраплений. Невооруженным глазом врач замечает повышенную зернистость. Это может быть свидетельством инфекционного или инвазионного (паразитарного) заболевания, интоксикации организма, воспалительного процесса неполноценного питания. После устранения причины, вызвавшей подобные нарушения, орган полностью восстановится. Но если проблему игнорировать, со временем это может привести к образованию камней в желчном пузыре.

Крупнозернистая структура печени и среднезернистая структура печени может свидетельствовать о нарушении обменных процессов в организме, например, сахарном диабете и жировом гепатозе, или вирусной инфекции, такой как гепатите C. К сожалению, в таких случаях результатов ультразвукового исследования для постановки правильного диагноза не хватает, поэтому пациентов с подобными изменениями органа отправляют на дополнительные анализы.

Диффузно-неоднородная, или крупнозернистая структура также очень хорошо видна во время ультразвукового обследования. Контур печени заметно меняется: она вся словно покрыта бугорками разных размеров. Подобное положение дел, как правило, означает цирроз, но также может оказаться непроходимостью желчных протоков, инфильтрацией гепатоцитов или их дистрофией, уменьшением или увеличением площади соединительной ткани. Ультразвук в таких ситуациях помогает врачу установить, на какой стадии протекает заболевание, подтвержденное при комплексной диагностике, характер его течения и оптимальный метод терапии.

Что такое эхогенность

Ткани, из которых состоит человеческое тело, обладают способностью пропускать ультразвук. Скорость его отражения зависит от плотности исследуемого объекта: чем она выше, тем быстрее отразится звуковая волна.

Неоднородность структуры невооруженным глазом видна на УЗИ

В норме эхоструктура печени однородная, а эхогенность – средняя. Ее повышение свидетельствует о том, что структура органа неоднородная, то есть в случае с печенью свидетельствует о большом количестве в ней жировой ткани и развитии гепатоза или цирроза. В некоторых ситуациях повышение эхогенности указывает на очаговое образование в органе: абсцесс, гематому, метастазы.

Пониженная эхогенность свойственна для веществ в жидком состоянии. Если такая зафиксирована при исследовании печени, у больного, скорее всего, острая форма гепатита.

Помимо степени зернистости и способности проводить звук, УЗИ позволяет изучить сосудистый рисунок органа. Он может быть нормальным, усиленным или обедненным. Последние два являются признаком патологии органа.

Ультразвуковое исследование печеночной ткани позволяет оценить состояние органа при различных его патологиях. Зернистая печень на УЗИ является нормой, если эта зернистость мелкая. Любые отклонения свидетельствуют о печеночной дисфункции. Другими важными показателями являются состояние сосудистой сетки и эхогенность печени, которые при нормальном функционировании печени имеют средние значения.

Сталь мелкозернистая — Энциклопедия по машиностроению XXL

Введение Т1 придает хромомарганцовистой стали мелкозернистость и вязкость, что позволяет применять ее для ответственных деталей. [c.179]

Сталь мелкозернистая Сталь крупнозернистая [c.716]

Оптимальная структура стали (мелкозернистый сорбит), которая достигается после термической обработки, заключающейся в нормализации с высоким отпуском или закалке с высоким отпуском. Хорошие результаты дают также изотермическая и двойная закалки, повышающие стойкость стали к растрескиванию в сероводородсодержащей среде при одновременном сохранении высоких механических свойств. Положительное влияние на повышение стойкости стали к сульфидному растрескиванию оказывают многократный отпуск, способствующий [c.22]

Величина зерна имеет большое влияние на свойства стали. Мелкозернистая сталь при одинаковой прочности по сравнению с крупнозернистой более вязка, менее склонна к перегреву и даёт меньше дефектов при термообработке. На деталях больших сечений из крупнозернистой стали удаётся получить высокие механические свойства благодаря лучшей её прокаливаемости. [c.325]

Доводкой зубьев твердосплавных фрез алмазными кругами на органической связке, а зубьев фрез из быстрорежущих сталей — мелкозернистыми кругами из зеленого карбида кремния на бакелитовой связке. [c.670]

При электроконтактном нагреве нельзя не учитывать исходной структуры (дисперсности) и химического состава закаливаемой стали. Мелкозернистая структура одного и того же металла, обладая большей суммарной поверхностью раздела, является менее электропроводной. Исследования показывают значительное повышение электропроводности закаленной стали и., мере увеличения температуры отпуска, что связано с понижением дисперсности ее структуры. Отдельные составляющие структуры поликристаллов, как, например, перлит, феррит и цементит, также обладают различным сопротивлением прохождению тока. Наибольшее сжатие силового потока, а также и наиболее высокая температура возникают по границам включений или пор. Это обстоятельство имеет важное практическое значение для обработки поверхностных слоев, образованных при восстановлении деталей наплавкой и металлизацией, содержащих много пор и других объемных дефектов. При расчетах предусмотрено использование среднего сопротивления электрической цепи. В действительности составляющие структуры поликристалла можно представить как параллельные проводники, имеющие различные сопротивления. Однако следует иметь в виду, что каждый повер.хностный микроучасток в процессе обработки подвергается нескольким термомеханическим воздействиям, что способствует некоторому выравниванию температуры. [c.20]

После улучшающей термической обработки структура металла шва и зоны термического влияния стала мелкозернистой. 1 1, (1) табл. 2.4. [c.42]

Таким образом, наличие в этих сталях мелкозернистой структуры и большого количества высокодисперсных равномерно распределенных карбонитридов обеспечивает сочетание высокой сопротивляемости сталей гидроэрозии с повышенной механической прочностью и пластичностью (а = 784,5 МПа б>20% Gh> > 392 кДж/м ). [c.211]

Полный отжиг применяется для уменьшения твердости стали, снятия внутренних напряжений и исправления ее структуры, нарушенной неправильным нагревом и охлаждением заготовки во время ковки, сварки, газопламенной резки. По режимам полного отжига обрабатываются также литые заготовки инструментов. Полный отжиг возвращает стали мелкозернистое строение, обеспечивающее лучшую вязкость и пластичность. [c.32]

Молибден Мо придает сталям мелкозернистое строение, повышает прочность, вязкость и пластичность. Молибден снижает теплопроводность, поэтому время нагрева под ковку удлиняется, а поковки из молибденовой стали необходимо охлаждать медленно. [c.135]

Следует отметить, что термины наследственно крупнозернистая и наследственно мелкозернистая сталь не обозначают того, что данная сталь имеет всегда крупное или всегда мелкое зерно. Наследственное зерно, полученное в стандартных условиях технологической пробы (рис. 108), указывает лишь на то, что прн нагреве до определенных температур крупнозернистая сталь приобретает крупное зерно при более низкой температуре, чем сталь мелкозернистая. [c.168]

Особенно большое влияние на хладноломкость оказывает величина зерна. Стали с крупным зерном обладают значительно большей хладноломкостью, чем стали мелкозернистые (фиг. 48). Мелкое зерно понижает критическую температуру хрупкости и [c.98]

Хром повышает твердость, прочность и прокаливаемость стали, никель — прочность и пластичность, ванадий и вольфрам — твердость и прочность и делают сталь мелкозернистой, кобальт — жаропрочность. Чтобы получить стали с высокими физико-меха-ническими свойствами, в них вводят одновременно несколько улучшающих добавок. [c.18]

Стальные отливки (преимущественно из легированных сталей) подвергаются такому же гомогенизирующему отжигу. Естественно, что в результате гомогенизации происходит очень интенсивный рост аустенитного зерна. Поэтому после гомогенизации стальные отливки непременно подвергаются обычному фазовому отжигу для придания стали мелкозернистой структуры. [c.122]

Вот почему детали, изготовленные из стали с крупнозернистой исходной структурой, должны до закалки подвергаться нормализации с достаточной выдержкой. Нормализация придаст стали мелкозернистую структуру зерна аустенита при нагреве под закалку получатся химически однородными и никаких неприятностей при закалке, о которых шла речь, не произойдет. [c.124]

Сварные цепи (ГОСТ 2319—70) изготовляют из мягкой легированной круглой стали мелкозернистой структуры с пределом прочности на разрыв 370—450 МПа. Звенья цепи имеют овальную форму. [c.18]

Отжиг заключается в нагревании стали до определенной температуры, в выдерживании ее при этой температуре в течение некоторого времени и последующем медленном охлаждении. Отжиг придает стали мелкозернистую структуру и улучшает пластические свойства. Сталь, перегретую в процессе изготовления, также улучшают отжигом. [c.68]

Молибден входит в состав всех теплоустойчивых и жаропрочных легированных сталей. Он делает сталь мелкозернистой, обеспечивает прочность стали при высоких температурах, но ухудшает свариваемость, так как является причиной образования трещин в шве и околошовной зоне. [c.75]

Дисперсность и вид структуры (зернистый, пластинчатый, игольчатый) оказывают влияние на свойства стали. Мелкозернистые структуры обладают более высокой прочностью и пластичностью. [c.102]

Нормализация заключается в нагреве стали до определенной температуры, выдержке ее при -этой температуре и в охлаждении на спокойном воздухе. Цель нормализации — получение в стали мелкозернистой однородной структуры, улучшение обрабатываемости резанием, устранение наклепа после обработки резанием и подготовка структуры к последующей закалке. [c.29]

С повышением твердости обрабатываемого материала уменьшается объем металла, подвергаемый пластической деформации, а усталостная прочность повышается. При обработке малоуглеродистой стали мелкозернистой структуры на малых скоростях образуется менее шероховатая поверхность. При обработке на высоких скоростях шероховатость поверхности снижается, [c.133]

Молибден (М1) сообщает стали мелкозернистость, повышает прочность при равных показателях пластичности, увеличивает прокаливаемость, повышает сопротивление ползучести (крипу), устраняет склонность хромистой стали к отпускной хрупкости и к росту зерна при перегреве. [c.640]

Так как стали содержат ванадий, можно ожидать выделение мелких частиц карбида ванадия УС, которые не растворяются при обычных температурах аустенизации. Они очень малы, поэтому их нельзя отличить от остаточного цементита и мелких неметаллических включений. Ванадий делает сталь мелкозернистой и менее чувствительной к перегреву. [c.37]

Горячей штамповкой изготавливают днищ любой толщины при пониженном сопротивлении штампуемого материала деформировании на прессах относительно низкой мощности в штампах из недорогих сталей, а также получают детали с мелкозернистой структурой и улучшенными механическими свойствами. Недостатки горячей штамповки днищ [c.8]

Различают два типа сталей наследственно мелкозернистую и наследственно крупнозернистую, первая характеризуется малой склонностью к росту зерна, вторая — повышенной склонностью. [c.237]

При обработке малоуглеродистой стали мелкозернистой структуры применение малых скоростей способствует получению менее шероховатой поверхности. При обработке на высоких скоростях шероховатость поверхности снижается по мере перехода от крупнозернистой к мелкозернистой структуре. Для среднеуглеродистой стали, применение структуры тонкопластинчатого перлита способствует уменьшению шероховатости обработанной поверхности. При обработке высокоуглеродистой стали, кроме ШХ15, оптимальной является структура сфероидальная и тонкопластинчатая перлитная [c.380]

Обрабатываемость резанием стали с преобладающим количеством в микроструктуре феррита повышается при укрупнении зерна, что обеспечивается нормализацией с высоких температур. Наилучшей структурой для обрабатываемости резанием стали с преобладающим количеством в микроструктуре перлита является структура пластинчатого перлита с тонкой разорванной сеткой, получаемая в результате специального отжига или нормализации с последующим отпуском при 720° С. Наилучшей структурой для обрабатываемости резанием высокоуглеродистой стали (шарикоподшипниковой) является структура мелкозернистого (точечного) перлита [2]. Для грубой обдирки, для которой чистота обработки не имеет существенного значения, наиболее подходящей является наследственно» крупнозернистая сталь. Мелкозернистая (номера зерна 5—8 по шкале А8ТМ) вязкая сталь является наиболее подходящей для цементации и чистовой обработки [7]. Горяче- и холоднокатаная и волочёная углеродистая сталь с содержанием углерода выше 0,4% и легированная с содержанием углерода выше 0,3% для улучшения обрабатываемости должна подвергаться отжи-гу [8]. [c.349]

Доводка твердосплавного инструмента производится ал.мазными кругами, а инструментов из быстрорежущей и других инструментальных сталей — мелкозернистыми кругами из карбида кремния зеленого на бакелитовой связке инструмент из сталей с высоким содеркянием ванадия можно доводить алмазными кругами на органической связке. [c.662]

Корневой слой, нижняя часть. В верхней части металл этого слоя нерекристаллизован вследствие термического воздействия при сварке вторым слоем. Зоиа сплавления также стала мелкозернистой. 100 I, (9) табл. 2.4. [c.42]

Исследования стали 15X28 показали, что ее эрозионная стойкость снижается с увеличением размера ферритного зерна (рис. 114). При этом уменьшается и твердость стали. Очевидно, в пределах одной структуры твердость может характеризовать эрозионную стойкость стали, так как с увеличением твердости стали возрастает ее сопротивление микроударному разрушению. Измельчение ферритной структуры хромистых сталей приводит к упрочнению границ зерен. В этом случае возрастает дисперсность карбидных выделений и их роль в упрочнении границ зерен увеличивается. Поэтому при наличии в стали мелкозернистой структуры феррит разрушается не только по границам, но и внутри зерен. Ферритные стали разрушаются при испытании сравнительно равномерно, без образования больших раковин, что свидетельствует о наличии однофазной структуры. Процесс гидроэрозии протекает быстро вследствие недостаточной упрочняе-мости хромистого феррита в процессе микроударного воздействия. Образцы стали Х28 при испытаниях подверглись значительному изнашиванию, так как структура этой стали отличалась крупнозернистым строением и наличием сфероидизированных карбидов хрома. [c.199]

В средне- и высокоуглеродистых сталях мелкозернистую микроструктуру можно получить закалкой с высоким отпуском. Результат такой термообработки— относительно мелкозернистая микроструктура с равноосными выделениями цементита в рекристаллизованной ферритной матрице. Эффективность измельчения можно повысить, применив скоростной нагрев до температур начала образования аустенита. Если после улучшения сталь подвергнуть быстрому индукционному или контактному нагреву и вторичной закалке, то достигается дополнительное измельчение зерен. В стали А40Г после такой обработки размер зерен равен 5,2 мкм, а в стали У8—6 мкм [328]. [c.225]

Величина зерен зависит от условий кристаллизации и прежде всего от скорости охлаждения. Чем больше скорость охлаждения металла, чем быстрее он затвердевает, тем больше возникает в затвердеваюш. ем металле центров кристаллизации и тем, следовательно, мельче получатся зерна (фиг. 32). Это общий закон кристаллизации он одинаково справедлив и для процесса затвердевания металлов (первичной кристаллизации), и для процессов образования новых зерен в твердом состоянии (вторичная кристаллизация). Термисты хорошо знают этот закон и широко применяют его в практике термической обработки для получения стали мелкозернисто о. строения применяют нормализацию, а не отжиг. [c.53]

У крупнозернистых сталей (структура перлит-феррит) трещины коррозионной усталости имели корнеобразный вид (от начального устья отходили в большом числе мелкие трещины), у сталей мелкозернистых (сорбитной структуры) трещины обычно состояли из одного ствола, идущего перпендикулярно к поверхности образца. [c.144]

Шарикоподшипниковую сталь подвергают отжигу иа зернистый перлит, который предопределяет свойства стали в готовых изделиях. При наличии в исходной структуре (т. е. в отожженной стали) мелкозернистого дтерлита получается структура, благоприятствующая насыщению углеродом и хромом мелкозернистого мартенсита после закалки, определяющего стойкость деталей подшипника. Шарикоподшипниковая сталь со структурой зернистого перлита па заводах шарикоподшипниковой промышленности обеспечивает получение изделий высокого качества, позволяет значительно облегчить и ускорить механическую обработку изделий иа станках и автоматах, а также снизить расход инструмента. [c.335]

Свойства полуферритных сталей в значительной степени зависят от количественного соотношения феррита и аустенита в структуре при нагреве стали на высокие температуры. Когда преобладает ферритная составляющая, сталь приобретает большую склогеность к росту зерен при нагреве на те мпературы выше 850°, что приводит к крупнозернистости и хрупкости, не устраняющейся последующей термической обработкой. В связи с этим горячую механическую обработку полуферритных сталей необходимо заканчивать при возможно более низких температурах, с тем чтобы получить лучшее измельчение зерна. Последующий отжиг при 760—800° после такой горячей деформации сообщает стали мелкозернистую структуру и вполне удовлетворительные механические и технологические свойства (см. табл. 9). [c.907]

Чтобы сталь хорошо штамповалась, она должна иметь не только определенный состав, но и соответствующую микроструктуру — мелкозернистый феррит с перлитом, располагающимся в стыках нсскольких ферритных зерен. Коалесценция перлита (см. п. 2 этой главы о коалесценции сульфидной эвтектики) приводит к появлению по границам зерен структурно свободного цементита, что чрезвычайно вредно для нзтампуемости. [c.200]

Строение металлического слитка. Условия получения мелкозернистой структуры. Транскристаллизация.

Схема стального слитка (см. также Заготовки для ковки. Слитки.), данная Черновым Д.К.

Процесс кристаллизации. Кристаллизация металлов. Кристаллизация стали.
Кристаллизация веществ. Кристаллизация чистого металла. Температура кристаллизации.

Рисунок 1 — Схема стального слитка

1 — мелкокристаллическая корковая зона; 2 — зона столбчатых кристаллов; 3 — внутренняя зона крупных равноосных кристаллов

Кристаллизация корковой зоны идет в условиях максимального переохлаждения. Скорость кристаллизации определяется большим числом центров кристаллизации. Образуется мелкозернистая структура. Жидкий металл под корковой зоной находится в условиях меньшего переохлаждения. Число центров ограничено и процесс кристаллизации реализуется за счет их интенсивного роста до большого размера.

Теория сплавов. Основы теории сплавов.

Рост кристаллов во второй зоне имеет направленный характер. Они растут перпендикулярно стенкам изложницы, образуются древовидные кристаллы – дендриты (рисунок 2). Растут дендриты с направлением, близким к направлению теплоотвода.

Рисунок 2 — Схема дендрита по Чернову Д.К.

Так как теплоотвод от незакристаллизовавшегося металла в середине слитка в разные стороны выравнивается, то в центральной зоне образуются крупные дендриты со случайной ориентацией.

Зоны столбчатых кристаллов в процессе кристаллизации стыкуются, это явление называется транскристаллизацией. Для малопластичных металлов и для сталей это явление нежелательное, так как при последующей прокатке, ковке могут образовываться трещины в зоне стыка.

Дефекты кристаллического строения. Точечные дефекты.
Дефекты кристаллического строения. Линейные дефекты. Теория дислокаций. Плотность дислокаций.

В верхней части слитка образуется усадочная раковина, которая подлежит отрезке и переплавке, так как металл более рыхлый (около 15…20 % от длины слитка).

Условия получения мелкозернистой структуры

При изготовлении слитков стремятся к получению мелкозернистой структуры. Оптимальными условиями для этого являются: максимальное число центров кристаллизации и малая скорость роста кристаллов.

Размер зерен при кристаллизации зависит и от числа частичек нерастворимых примесей, которые играют роль готовых центров кристаллизации – оксиды, нитриды, сульфиды. Чем больше частичек, тем мельче зерна закристаллизовавшегося металла.

Стенки изложниц имеют неровности, шероховатости, которые увеличивают скорость кристаллизации.

Мелкозернистую структуру можно получить в результате модифицирования, когда в жидкие металлы добавляются посторонние вещества – модификаторы.

По механизму воздействия модификаторы различают:

Вещества не растворяющиеся в жидком металле – выступают в качестве дополнительных центров кристаллизации.
Поверхностно — активные вещества, которые растворяются в металле, и, осаждаясь на поверхности растущих кристаллов, препятствуют их росту.

Эхоструктура печени мелкозернистая

Структура печени

Степень зернистости: норма и отклонения

Что такое эхогенность

Структура печени: основные понятия

У здорового человека должно быть так: контур органа — четкий, ровный, строение печени гомогенное, расположение протоков портальной вены печени проходит по ее периферическому пространству, слабоинтенсивная мелкозернистая структура.

Что значит повышенная эхогенность печени?

В заключении УЗИ должны быть указаны характеристики протоков печени и кровеносной сетки.

Такое заключение УЗД исследования, как диффузно-неоднородная структура печени довольно распространенное явление. Спровоцировать изменения в паренхиме органа способно множество факторов, и не всегда они связаны с развитием какого-то заболевания. Для проведения полноценной терапии по устранению структурных изменений печени необходимо точно установить, что именно поспособствовало образованию патологии.

Что это представляет собой?

Правильное анатомическое строение железы подразумевает деление органа на правую и левую доли. Помимо этого, правая подразделяется еще на две части. Тело печени состоит с 8 сегментов, которые имеют обособленное кровоснабжение, иннервацию и отток желчи. Паренхима печени в нормальном анатомическом виде зернистая. Степень выраженности этой так называемой зернистости и является главным критерием определения состояния железы. Любые изменения структуры печени считаются патологическими отклонениями.

В норме кровеносные сосуды и желчные протоки во время УЗД исследования не показывают завышенную эхогенность.

Изменения диффузного характера

Если зерна паренхимы увеличены, то это состояние называется диффузная неоднородность. Изменения такого характера без соответствующих мер терапии ведут к полной трансформации ткани. Патология может возникать вследствие неправильного питания. Паренхима также может видоизменяться при любом негативном влиянии. Если зерна увеличились от внешнего воздействия, то лечение не займет много времени. Печень с неоднородной диффузной структурой часто провоцирует отклонения в работе поджелудочной железы. Состояние проявляется такими симптомами, как:

периодический дискомфорт в правом подреберье;
незначительные быстро проходящие болевые ощущения;
желтизна белков (редко наблюдается).

Вернуться к оглавлению

Почему возникает неоднородная печень?

Нарушения структуры паренхимы могут быть спровоцированными разными причинами. Очень часто, если повышена эхоструктура печени, то это является последствием развития таких заболеваний, как:

гепатиты разной этиологии;
цирроз печени;
жировой гепатоз;
тромбоз печеночных вен.

Вредные привычки разрушают печень.

Если исследования показали, что печень умеренно неоднородная, то выделяют такие провоцирующие факторы:

интоксикация вредными веществами, например, алкоголем;
воспаление железы;
неправильное питание, постоянные диеты;
длительное лечение некоторыми медикаментами;
нарушение обменных процессов в организме;
ожирение;
сахарный диабет.

Вернуться к оглавлению

Виды изменений

Мелкозернистая эхоструктура

Здоровая печень имеет выраженную сосудистую сетку и хорошо просматриваемые желчные протоки. Очертание органа четкое, края острые. Железа в нормальном состоянии однородная, гомогенная, мелкозернистая с диаметром воротной вены 8—12 мм. При отклонении от этого диаметра в большую сторону на 2 мм в комплексе с изменением эхогенности органа, подозревают портальную гипертензию. Причинами формирования высокого давления крови в портальной вене могут быть вирусные поражения, злоупотребление вредными веществами, неправильный рацион. В случаях когда печень мелкозернистая, но с небольшими изменениями, соответствующее лечение способно все исправить.

Среднезернистая

Такая патология считается промежуточной фазой между нормальным состоянием железы и началом формирования болезни, когда видоизменения невозможно будет обратить. Среднезернистая печень образовывается, как следствие неправильного обмена веществ. Железа может быть увеличена в объеме и не иметь четких краев. Для постановки верного диагноза необходимо провести ряд дополнительных исследований.

Крупнозернистая

Печень с сильно увеличенными зернами является опасной и запущенно формой прогрессирования патологии, а значит практически не поддается лечению. Крупнозернистая структура железы свидетельствует о присутствии хронических поражений органа, таких как гепатиты разной этиологии. А также бугристая поверхность паренхимы наблюдается при хроническом алкоголизме, сильном ожирении или сахарном диабете в стадии декомпенсации. Очень часто такое состояние приводит к развитию некроза печени.

Неоднородная структура железы

Такое состояние формируется при циррозе печени и является патологическим перерождением паренхимы. Неоднородная эхоструктура имеет бугристости и неровности разного диаметра. Исследование показывает существенное уплотнение структуры железы в комплексе с разрастанием соединенной ткани. Патология также может формироваться на фоне жирового гепатоза, хронического алкоголизма или под влиянием гепатитов разной этиологии. Очень редко такие изменения осуществляются при запущенных формах воспалительного процесса, дистрофии желчевыводящих проток. Печень с неоднородной структурой обязательно сопровождается увеличением регионарных лимфатических узлов.

Как лечить?

Если присутствуют незначительные видоизменения в структуре печени, то лечение заключается в коррекции образа жизни и в правильном питании. Рекомендуется в обязательном порядке избавиться от вредных привычек, в противном случае терапия не принесет положительного эффекта. Диета разрешает употреблять блюда, приготовленные на пару или же вареные. Под строгий запрет попадает жареная и жирная еда. Рацион должен состоять с таких продуктов и блюд, как:

паровые или вареные овощи;
нежирные супы на молоке;
сваренные вкрутую яйца;
обезжиренные кисломолочные продукты;
разные крупы;
нежирная рыба, мясо;
овощной бульон.

А также диетическое питание исключает употребление, такой еды, как:

Жирная пища и алкоголь создают дополнительную нагрузку на орган.

жирная рыба или мясо;
наваристые мясные бульоны;
фрукты, ягоды с кислым вкусом;
бобовые, лук, чеснок;
кондитерские изделия;
шоколад;
консервации, копчености;
напитки, которые содержат кофеин и алкоголь;
газировки.

Вернуться к оглавлению

Медикаментозная терапия

При запущенных формах неоднородности печени, которая сформировалась на фоне других патологий железы назначают лечение препаратами. В зависимости от этиологии болезни лекарства могут быть противовирусными, стимулирующими регенерацию, иммуномодулирующими. Курс лечение и дозировки подбирает врач, опираясь на результаты диагностических мероприятий и состояние пациента. Иногда возникает потребность в лечении сопутствующих болезней, таких как алкоголизм.

Методы профилактики

В профилактических целях необходимо придерживаться некоторых рекомендаций. К ним относят:

рациональное питание, которое включает себя диетические и легко усвояемые блюда;
полный отказ от употребления алкоголя, наркотических веществ, курения;
прохождения регулярных медицинских осмотров.

Иногда в целях профилактики врачи назначают гепатопротекторы растительного происхождения. К ним относятся, такие народные средства, как экстракт артишока, трава расторопша, цикорий, кукурузные рыльца. Употребление препаратов нужно осуществлять строго по рекомендации врача. А также эффективно используют оливковое или тыквенное масло для профилактики патологий печени. Прием масла делается утром натощак.

Прошу проконсультировать — Гастроэнтерология — Здоровье Mail.ru

анонимно

Здраствуйте Элина Георгиевна!Мне 53 года.Болеть я начала в январе 2012 г.,когда после лечения остеохондроза несколькими нестероидными препаратами, у меня сначала начал болеть желудок.Врач назначил Ноль-пазу, я пролечилась, все прошло.Затем неврапотолог назначил еще один курс противовоспалительными средствами, но при это я уже принимала барол.И в конце курса (10 дней) я почуствовала подташнивание, боли нигде не было. Тошнота не проходила , появилась слабость.Сделала УЗИ ОБП-эхопризнаки гепатомегалии, дифузных изменений печени, поджелудочной железы.Аналтзы-билирубин общ-11,2 мкмоль/л, АсАТ-0,04,АлАт-0,06,ЩФ-1,4 мккат/л, тимоловая-1,8.Я сдавала печеночные пробы каждый месяц, все они повторялись и показывали норму , кроме альфа-амелазы:62 г/час*л,50; 35;45,2; сегодня -51,0.Сижу на строгой диете 5 мес. , пролечилась в гастроотделении, съездила в Моршин,пролечила хеликобактер (повторный анализ не сдавала, еще не прошел месяц).Делала гастроскопию в декабре 2011- Эритематозная гастроскопия,дуоденопатия, гиперсекреция.Затем-в феврале 2012 г-рефлюкс-эзофагит тип А.Эритематозная гастроскопия, нормоцидность.И еще в мае- эритематозная гастроскопия с явлениями атрофии.Эритематозная бульбопатия, умеренная гипосекреция.За пол года кислотность поменялась с повышенной на пониженную.Все, что назначал врач принимала-нексиум, моторикум, креон,дуспаталин,Бион-3, хофитол,антибиотики от хелико.Но вопрос вот в чем-боли нигде нет, иногда желудок даст знать о себе, но не сильно, поджелудочная вообще не болела, желчный тоже.А подташнивание и слабость сохраняются периодически вне зависимости от еды, несмотря на проведенное лечение, язык обложен серожелтым налетом, И еще, почему все время держится повышенной амилаза, я проверилась у эндокринолога, инсулин, с-пептиды, сахар, гормоны щитовидки в норме, даже делала УЗИ слюнных желез-без особенностей. У невропотолога, кардиолога-без замечаний.Да, последнее УЗИ ОБП (9.06.12)-печень не увеличена, контуры ровные, четкие.Эхогенность повышена.Структура мелкозернистая, однородная.ЖП-не увеличен 7,6*3,2 стенки не утолщены 2,0мм эхогенность умеренно повышена, в посвете пузыря гомогенное содержимое.Подж. железа не увеличена размеры;2,6*1,5*2,4 см контуры ровные, четкие, структура паренхимы незначительно неоднородная, мелкозернистая, эхогенность повышена.Селезенка не увеличена 10,7*8,0*3,0 см.Выводы-диффузные изменения структуры печени (эхопризнаки жирового гепатоза), умеренные-поджелудочной железы.Извините, что столько много написала, но очень наболело, чуство тошноты и слабости изматывает, рвоты небыло ни разу, отрыжка воздухом.Помогите советом, может стоит попить травы, но без назначений сама не рискну .Заранее благодарна за ответ и внимание.

Развитие мелкозернистой структуры и механических свойств суперсплава 718 на основе никеля

Реферат

Уменьшение размера зерна является важной задачей при производстве компонентов из суперсплава 718. Большое внимание привлек термомеханический процесс как средство получения мелкозернистой структуры. Однако горячая штамповка с отклонениями от температуры штамповки приводит к значительным изменениям микроструктуры. Полученные таким образом высокие объемные доли δ-фазы снижают количество ниобия, доступного для образования γ ″, и, следовательно, снижают прочность.В данной работе сочетание тяжелой пластической деформации с последующей рекристаллизацией было использовано как эффективный метод для получения мелкозернистой структуры. Образцы в этом процессе сначала обрабатывались раствором при высоких температурах, а затем следовала пластическая деформация. Последующая перекристаллизация вызвала немедленное выделение мелкодисперсной равномерно диспергированной δ-фазы из перенасыщенной ниобием матрицы, что препятствовало росту зерен. Была получена мелкозернистая структура с размером зерна <1 мкм, менее 2.9 мкм, о которых когда-либо сообщалось в литературе. Результаты испытаний на растяжение демонстрируют значительное улучшение прочности и пластичности, испытанных при температурах 25 ° C и 650 ° C соответственно.

Особенности

► Улучшение зерен суперсплава 718 может быть достигнуто за счет хорошего сочетания обработки на твердый раствор, холодной штамповки и перекристаллизации. ► Перенасыщенная ниобием матрица в дополнение к достаточной пластической деформации необходима для последующей рекристаллизации. ► Образование однородно мелкодисперсных выделений вызвало эффект закрепления для роста рекристаллизованного зерна.► Может быть достигнута мелкозернистая структура с размером зерна менее 1 мкм.

Ключевые слова

Суперсплав

δ фаза

Рекристаллизация

Холодная штамповка

Ультрамелкозернистая

Рекомендуемые статьиЦитирующие статьи (0)

Полный текст

Ссылки на статьи

Мелкозернистый урбанизм против крупнозернистого

Слово «гранулярный» используется для описания чего-то, что состоит из нескольких элементов.Если элементы маленькие, мы называем это «мелкозернистым», а если элементы большие, мы называем его «крупнозернистым». Эти термины обычно используются в экономике, информатике и геологии. Например, в информатике алгоритм является мелкозернистым, если он разделен на множество маленьких шагов, и крупнозернистым, если он разделен на несколько больших шагов.

Но мы также можем использовать эти термины, говоря о городах. Я использую термин «детализация», чтобы говорить о том, как разделяется собственность на город, особенно с точки зрения размера участков, на которые делятся городские кварталы.Справа вы можете увидеть это на иллюстрации.

Есть большая разница между этими двумя типами развития, и один из них приведет к гораздо лучшим результатам для наших городов.

Мы также можем говорить о гранулярности экономики; экономика является мелкозернистой, если она состоит из множества малых предприятий, и крупнозернистой, если она состоит из нескольких крупных предприятий. (Конечно, большинство экономик находятся где-то посередине.)

Наличие мелкозернистой экономики, состоящей из множества малых предприятий, обычно предпочтительнее, чем крупнозернистая экономика, состоящая из меньшего числа предприятий, потому что это предполагает более устойчивую экономику (если таковая имеется). Если бизнес терпит неудачу, это меньше влияет на экономику в целом) и больше распределяется богатство (прибыль и собственность предприятий делятся между многими, а не в руках нескольких.)

Города являются физическим воплощением экономики, и наша искусственно созданная среда красноречиво говорит о нашей экономике. Это легче увидеть в небольших городах, где экономическая модель упрощена; Вы можете легко заметить разницу между маленьким городком, в котором преобладает несколько больших магазинов, и маленьким городком, где преобладает множество небольших магазинов.

Часто существует корреляция между окружающей средой, которую мы физически видим и с которой взаимодействуем, и лежащей в основе экономикой, которая ее построила.

Хотя многое из того, о чем я пишу, можно применить в пригородных районах, в этой статье речь пойдет конкретно о городских районах. Городские районы — особенно города и районы, в которых преобладают квартиры и кондоминиумы и перемещаются в основном пешком, — создают принципиально иной повседневный опыт, чем пригородные районы, ориентированные на автомобили. Наше чувство масштаба и места меняется, когда мы идем (где вы можете ходить только на такое расстояние, и вы подвергаетесь воздействию окружающей среды) по сравнению с тем, когда мы ведем машину (когда мы можем проехать много миль с небольшими усилиями, и мы нас мало интересует, как ощущается мир за пределами нашей машины, когда мы ограничены внутри.)

Старые городские районы в США обычно очень мелкозернистые:

% PDF-1.3
%
85 0 объект
>
endobj
xref
85 194
0000000016 00000 н.
0000004229 00000 п.
0000004349 00000 п.
0000005133 00000 п.
0000005348 00000 п.
0000007514 00000 н.
0000008727 00000 н.
0000008794 00000 н.
0000008849 00000 н.
0000008904 00000 н.
0000008959 00000 н.
0000009012 00000 н.
0000009066 00000 н.
0000009121 00000 п.
0000009364 00000 н.
0000010586 00000 п.
0000011800 00000 п.
0000012033 00000 п.
0000013247 00000 п.
0000013487 00000 п.
0000013714 00000 п.
0000013737 00000 п.
0000020281 00000 п.
0000020304 00000 п.
0000024336 00000 п.
0000024359 00000 п.
0000029030 00000 н.
0000029053 00000 п.
0000032757 00000 п.
0000032780 00000 п.
0000036856 00000 п.
0000036879 00000 п.
0000038091 00000 п.
0000038329 00000 п.
0000038570 00000 п.
0000039790 00000 н.
0000040034 00000 п.
0000040272 00000 п.
0000041489 00000 п.
0000042710 00000 п.
0000043936 00000 п.
0000044179 00000 п.
0000048641 00000 п.
0000048664 00000 н.
0000048851 00000 п.
0000049035 00000 п.
0000049219 00000 п.
0000049410 00000 п.
0000049598 00000 п.
0000049782 00000 п.
0000049969 00000 н.
0000050153 00000 п.
0000050356 00000 п.
0000050553 00000 п.
0000050750 00000 п.
0000050948 00000 п.
0000051154 00000 п.
0000051352 00000 п.
0000051553 00000 п.
0000053745 00000 п.
0000053929 00000 п.
0000054118 00000 п.
0000054306 00000 п.
0000056222 00000 п.
0000057020 00000 п.
0000057208 00000 п.
0000057394 00000 п.
0000057584 00000 п.
0000057768 00000 п.
0000057954 00000 п.
0000058140 00000 п.
0000058328 00000 п.
0000058512 00000 п.
0000058701 00000 п.
0000058908 00000 п.
0000061097 00000 п.
0000062004 00000 п.
0000062505 00000 п.
0000062696 00000 п.
0000062895 00000 п.
0000063257 00000 п.
0000063464 00000 п.
0000063654 00000 п.
0000063838 00000 п.
0000068601 00000 п.
0000068788 00000 п.
0000069016 00000 п.
0000069204 00000 п.
0000069391 00000 п.
0000069575 00000 п.
0000069762 00000 п.
0000069946 00000 н.
0000070133 00000 п.
0000070317 00000 п.
0000070501 00000 п.
0000070785 00000 п.
0000070973 00000 п.
0000071161 00000 п.
0000071349 00000 п.
0000071501 00000 п.
0000071685 00000 п.
0000071878 00000 п.
0000072068 00000 п.
0000072252 00000 п.
0000072436 00000 п.
0000072624 00000 п.
0000072808 00000 п.
0000072997 00000 п.
0000073183 00000 п.
0000073372 00000 п.
0000073561 00000 п.
0000073745 00000 п.
0000073929 00000 п.
0000074120 00000 п.
0000074304 00000 п.
0000074495 00000 п.
0000074682 00000 п.
0000074866 00000 п.
0000075058 00000 п.
0000075242 00000 п.
0000075433 00000 п.
0000075614 00000 п.
0000075798 00000 п.
0000075986 00000 п.
0000076170 00000 п.
0000076357 00000 п.
0000076545 00000 п.
0000076729 00000 п.
0000081759 00000 п.
0000081782 00000 п.
0000095848 00000 п.
0000095912 00000 п.
0000112372 00000 н.
0000112437 00000 н.
0000126108 00000 н.
0000142513 00000 н.
0000142682 00000 н.
0000143171 00000 п.
0000143552 00000 н.
0000158789 00000 н.
0000159179 00000 н.
0000159236 00000 н.
0000159753 00000 н.
0000173640 00000 н.
00001

00000 н.
0000204157 00000 н.
0000204435 00000 н.
0000218518 00000 н.
0000223634 00000 н.
0000225935 00000 н.
0000229020 00000 н.
0000245653 00000 н.
0000245840 00000 н.
0000246037 00000 н.
0000246232 00000 н.
0000246419 00000 н.
0000246613 00000 н.
0000246778 00000 н.
0000246943 00000 н.
0000247108 00000 н.
0000247292 00000 н.
0000247482 00000 н.
0000247647 00000 н.
0000247812 00000 н.

0000247977 00000 н.
0000248168 00000 н.
0000248355 00000 н.
0000248528 00000 н.
0000248701 00000 н.
0000248882 00000 н.
0000249063 00000 н.
0000249236 00000 н.
0000249401 00000 п.
0000249586 00000 н.
0000249771 00000 н.
0000249956 00000 н.
0000250141 00000 п.
0000250347 00000 н.
0000250543 00000 н.
0000250730 00000 н.
0000250903 00000 н.
0000251076 00000 н.
0000251268 00000 н.
0000251441 00000 н.
0000251597 00000 н.
0000262428 00000 н.
0000273130 00000 н.
0000273602 00000 н.
0000273718 00000 н.
0000289663 00000 п.
0000289707 00000 н.
00002

00000 н.
0000004396 00000 н.
0000005111 00000 п.
трейлер
]
>>
startxref
0
%% EOF

86 0 объект
>
endobj
87 0 объект
>
endobj
277 0 объект
>
транслировать
Hb`a`a`8 Ā

Исследование структуры и механических свойств мелкозернистых алюминиевых сплавов Al-0.6 мас.% Mg-Zr-Sc с соотношением Zr: Sc = 1,5, получено холодным волочением материалов

(Базель). 2019 Янв; 12 (2): 316.

² Физико-технический институт НАН Беларуси, Минск 220141, Беларусь

Поступила 4 декабря 2018 г .; Принято 17 января 2019 г.

Лицензиат MDPI, Базель, Швейцария. Эта статья представляет собой статью в открытом доступе, распространяемую в соответствии с условиями лицензии Creative Commons Attribution (CC BY) (http://creativecommons.org/licenses/by/4.0 /). Эта статья цитируется в других статьях в PMC.

Abstract

Исследована термическая стабильность мелкозернистой алюминиевой проволоки в сплавах Al-0.6Mg-Zr-Sc с различным содержанием скандия и циркония. Образцы были получены методом индукционного литья с последующей холодной деформацией. Было продемонстрировано, что сплавы FG обладают высокой термической стабильностью структуры и свойств благодаря предварительной обработке отжигом (320 ° C, 2 ч, перед вытяжкой), в результате чего осаждается Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) интерметаллидные частицы. Установлено, что после длительного отжига (400 ° C, 100 ч) сплавы сохраняют однородную мелкозернистую структуру со средним размером зерна 2,4–2,8 мкм, а их микротвердость составляет 405–440 МПа.

Ключевые слова: алюминиевые сплавы, скандий, цирконий, частицы, мелкозернистая структура, твердость, термическая стабильность

1. Введение

Мелкозернистые алюминиевые сплавы Al-Sc и Al-Zr в настоящее время являются предметом многих исследований усилия.Эти сплавы обладают более высокой прочностью и пластичностью при комнатной температуре [1,2,3,4,5,6,7,8,9] и проявляют сверхпластичность при повышенных температурах деформации [10,11,12,13,14,15] . Обратите внимание, что осаждение частиц Al ₃ (Sc, Zr) из твердого раствора Al- (Sc, Zr) увеличивает проводимость. Это дает основание рассматривать мелкозернистые сплавы Al-Sc и Al-Zr как высокопрочные проводящие материалы, перспективные для применения в передовых электрических машинах. Уникальная конфигурация физико-механических свойств в мелкозернистых алюминиевых сплавах Al-Sc (Zr) обусловлена положительным вкладом Sc, Zr и Sc + Zr в механические свойства алюминия и сплавов на его основе [1,2, 3,4,5,7,8,16,17,18,19]. Этот эффект вызван способностью Sc и Zr образовывать нанодисперсные когерентные частицы Al ₃ Sc и Al ₃ Sc (Zr) в алюминиевых сплавах, которые способствуют формированию мелкозернистой структуры после перекристаллизации и способствуют перекристаллизации. начальная температура значительно выше [6,10,19,20,21,22], а также значительно способствует повышению прочности алюминиевых сплавов [1,2,3,4,5,8,16,18,19,23 , 24,25,26,27].

Как известно в соответствии с уравнением Орована Δσ _b = k ₁ Gbf _v / R ^1/2, осаждение Al ₃ Sc или Al ₃ Sc (Zr) увеличивается микротвердость H и предел прочности σ _b.(Здесь R — размер частиц, f _v — объемная доля частиц, G — модуль сдвига, b — вектор Бюргерса, а k ₁ — числовой коэффициент). Многие исследователи отмечают, что верхний предел увеличения предела текучести (Δσ _{b (max)}) и микротвердости (ΔH _max) в мелкозернистых алюминиевых сплавах Al-Sc (Zr) заметно ниже, чем в крупнозернистых сплавах. подобных составов [9,28,29,30]. Существующая литература [28] показывает, что основной причиной этого является быстрый рост размера R _z в частицах Al ₃ Sc (Zr), которые осаждаются на ядрах решеточных дислокаций или границах зерен в алюминиевых сплавах.Как было показано [31], энергия активации диффузии по границам зерен и в ядрах решеточных дислокаций примерно в два раза превышает энергию активации решеточной диффузии. При данной температуре и времени отжига это значительно ускоряет осаждение и рост частиц, а затем снижает ΔH _max и Δσ _{b (max)}. Согласно формуле Зинера, это приводит к большему размеру зерен, «стабилизированных» частицами: d _z = kR _z / f _v [32] (где k — числовой коэффициент, коррелированный с геометрия частиц и f _v — объемная доля осажденных частиц).Таким образом, максимальное увеличение предела текучести Δσ _{b (max)} в мелкозернистых алюминиевых сплавах уменьшается.

Распространенным решением этой проблемы является легирование мелкозернистых алюминиевых сплавов Al-Sc (Zr) магнием (1,5–6 мас.%), Что снижает коэффициент зернограничной диффузии алюминия [4,9,10, 11,12,13,14,15,20,21,28,33,34,35,36,37,38]. Это, в свою очередь, сжимает осажденные частицы Al ₃ Sc (Zr), способствует формированию более мелкозернистой структуры во время отжига и дополнительно увеличивает прочность и твердость алюминиевых сплавов Al-Sc (Zr) [10,21 , 28,34].

Важно отметить, что мы рассматриваем сплавы Al-Sc (Zr) как материалы для современных проводников. В зависимости от конкретного предполагаемого использования это влечет за собой повышенные требования к их прочности, пластичности, термостойкости и проводимости. Требование высокой проводимости налагает строгие ограничения на максимальную концентрацию легирующих элементов в сплавах, ограничивая максимальные концентрации Mg, Sc, Zr и Fe, которые все линейно увеличивают электрическое сопротивление даже в малых концентрациях [39]. Это побудило многих исследователей к активному поиску легирующих элементов, которые могли бы эффективно заменить дорогой скандий при легировании алюминиевых сплавов [3,7,40,41,42,43] и оптимальных соотношений между Sc и Zr в алюминиевых сплавах [ 8,18,19,27,44,45,46].

Целью данного исследования является исследование термической стабильности структуры и механических свойств новых алюминиевых сплавов Al-Mg-Sc-Zr для проводников, которые имеют более низкое содержание Mg и где мелкозернистая структура стабилизирована предварительная обработка сплава старением (перед деформацией) в исходном крупнозернистом состоянии.

2. Материалы и методы

Исследования проводились на алюминиевых сплавах Al-0,6 мас.% Mg с различным содержанием Sc и Zr (сплавы 1–3). Соотношение Sc и Zr (мас.%) В сплавах 1–3 составляло Zr: Sc = 1.5. О химическом составе исследованных сплавов см. Химический состав сплавов исследовали на спектрометре iCAP 6300-ICP-OES Radial View (Thermo Scientific, Уолтем, Массачусетс, США).

Таблица 1

Химический состав алюминиевых сплавов.

9017 9017 9017 9017 9017

Элемент	Среднее содержание, мас.%
Элемент	Сплав 1	Сплав 2	Сплав 3
Si	0,030	<0,010	0,010
		9017 9017 9017 9017 Cu	0,003	0,003	0,006
Mn	0,004	0,005	0,003
Mg	0,60	0. 60	0,60
Zn	0,001	<0,001	<0,001
Ga	<0,001	<0,001	<0,001					<0,001
As	<0,001	<0,001	<0,001
Zr	0,33	0,20	0,17		Sc 0154. 25	0,15	0,11
Al	Базовый	Базовый	Базовый

Сплавы были изготовлены с использованием алюминия марки A99, марки магния Mg90 и лигатуры Al-2 мас.% Sc и Al -10 мас.% Zr. Структуру сплавов изучали с помощью интерференционного металлургического микроскопа Leica DM IRM (Leica Microsystems GmbH, Вецлар, Германия) и растрового электронного микроскопа Jeol JSM-6490 (SEM, Jeol Ltd., Токио, Япония) с прибором Oxford Instruments INCA 350 energy. дисперсионный спектрометр (EDS, Oxford Instruments pls., Оксфорд, Великобритания). Образцы для исследования зернистой структуры были механически отполированы алмазной суспензией и доведены до шероховатости до 1 мкм, затем протравлены в спиртовом растворе (10,4% HF + 6,3% HNO ₃ + 83,3% C ₃ H ₈ О ₃). Средний размер зерен и частиц второй фазы определяли с помощью программы GoodGrains 2.0.

Результаты сканирующего электронного микроскопа со структурами лигатуры показаны на; результаты EDS с составами лигатуры показаны на.показывает, что высокое содержание Fe (0,30 мас.%) в сплавах () связано с содержанием Fe в лигатуре Mg90.

Микроструктура магниевой лигатуры Mg90 ( а ), Al – 2Sc ( b ) и Al – 10Zr ( c ).

Микроанализ EDS состава магниевой лигатуры Mg90 ( а ), Al – 2Sc ( b ) и Al – 10Zr ( c ). Цифрами (1), (2), (3) и т. Д. Отмечены исследуемые участки, соответствующие отметкам на рисунках.Результаты представлены в мас.%.

Алюминиевые сплавы определенного состава (образцы диаметром 20 мм) были получены методом индукционного литья на вакуумной литейной машине INDUTHERM VTC-200 (Indutherm GmbH, Вальцбахталь, Германия) с использованием следующих технологических схем: начальная температура расплава 705–710 ° C, температура введения Mg 760 ° C, температура выдержки 850 ° C в течение 3 мин, температура разливки 830–850 ° C, скорость охлаждения более 20 ° C / с (медная отливка, циркониевый тигель, аргон в камере), а точность пирометра составляет ± 5 ° C.

Образцы проводникового типа представляли собой проволоку диаметром 0,26 мм, полученную путем скатывания в стержень для вытягивания в проволоку при комнатной температуре. После вытяжки был проведен отжиг (320 ° C, 2 ч) для устранения внутреннего напряжения и для облегчения осаждения стабилизирующих наночастиц Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}). Проволока произведена на ОАО «Московский завод по переработке специальных сплавов» (Москва, Россия).

Удельное электрическое сопротивление (ρ) измерялось с помощью вихретокового прибора SIGMATEST 2.069 (FOERSTER Int., Pittsburgh, PA, USA) с точностью измерения ± 0,1 мкОм · см. Микротвердость измеряли на приборе HVS1000 (INNOVATEST Europe BV, Маастрихт, Нидерланды) при нагрузке P = 50 г. Для этого структурного состояния результат был принят как среднее значение 20 измерений, проведенных на полированных поверхностях со средней точностью измерения ± 30–35 МПа. Измеряли микротвердость проволоки в продольном и поперечном направлениях.

Отжиг проводился в печи с принудительной подачей воздуха ЭКПС-10 (Смоленское СКТБ СПУ, ООО, Смоленск, Россия) в интервале температур 200–400 ° С.Температурная стабильность ± 5 ° C. Образцы помещали в стеклянные емкости, чтобы минимизировать окисление во время отжига. Восстановление после отжига проводилось на открытом воздухе.

3. Результаты и обсуждение

показывает микроструктуру исследуемых сплавов в исходном крупнозернистом состоянии после отжига при 320 ° C в течение 2 часов (до вытяжки). Видно, что сплавы 1–3 содержат дисперсные частицы, содержащие Fe, Sc и Zr. Обратите внимание, что точное определение состава с помощью СЭМ возможно только для микронных частиц.Для субмикронных частиц (менее 1 мкм) большой диаметр пучка и площадь возбуждения приводят к сильному неестественному увеличению концентрации алюминия в наночастицах. Этот артефакт препятствует использованию анализатора EDS Oxford Instruments INCA 350 для изучения состава наночастиц, которые первоначально осаждаются во время отжига сплавов Al-0,6Mg-Zr-Sc. Также обратите внимание, что результаты EDS, представленные и далее, являются качественными из-за этого артефакта. Размер частиц варьируется в значительном диапазоне от субмикронных до нескольких микрон.Микротвердость сплавов 1–3 в исходном крупнозернистом состоянии после отжига при 320 ° C составляет 580–595 МПа, 650–660 МПа и 690–710 МПа соответственно.

Микроанализ EDS состава частиц в алюминиевых сплавах 1 ( а ), 2 ( b ) и 3 ( c ) перед волочением и после отжига при 320 ° C в течение 2 ч: частицы с повышенным содержанием Fe ( a , b ) и частицы с повышенным содержанием Zr и Sc ( c ). Результаты представлены в мас.%.

Измерения удельного электрического сопротивления (УЭС) в литых образцах после отжига при 320 ° C в течение 2 ч () показывают, что максимальные значения удельного сопротивления обнаружены в сплаве 2 (ρ _exp = 4,0 мкОм · см), а минимальные значения находятся в безмагниевом сплаве 1 (ρ _exp = 3,6 мкОм · см). После вытяжки УЭЭ увеличивается во всех образцах на ~ 0,05–0,1 мкОм · см, что соизмеримо с масштабом влияния дефектов (дислокаций и границ зерен) на удельное сопротивление чистых металлов (см. [47, 48]).

Таблица 2

Экспериментальное и теоретическое удельное электрическое сопротивление алюминиевых сплавов.

9017 0,399

Сплавы	Вклад					Теория ρ _th, мкОм · см	Эксперимент ρ _exp, мкОм · см	Δρ = ρ _th −ρ _exp, μΩ · см
Сплавы	Al ρ _Al, мкОм · см	Mg Δρ _Mg, мкОм · см	Fe Δρ _Fe, мкОм · см	Zr Δρ _Zr, μм · см	Sc Δρ _Sc, мкОм · см	Теория ρ _th, мкОм · см	Эксперимент ρ _exp, мкОм · см	Δρ = ρ _th −ρ _exp, μΩ · см
No.1	2,655	0,328	0,713	0,585	0,498	4,779	3,6	1,179
№ 2	0,328	0,399		4,0	0,536
№ 3	2,655	0,328	0,713	0,293	0,232	4,221	3,7	0.521

Микроанализ EDS показывает, что сплавы 1–3 после холодной деформации (вытяжки) содержат частицы с повышенной концентрацией Fe (а, б) и индивидуальный интерметаллид Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) частиц (в). Средний размер частиц менее 1–2 мкм.

Микроанализ EDS состава частиц в образцах алюминиевого сплава после холодной деформации: частицы с повышенным содержанием Fe ( а , b ) и интерметаллический Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) частиц ( c ).Результаты представлены в мас.%.

Как показывают результаты, микротвердость поперечного сечения после волочения (H _v0) в сплавах 1–3 составляет 870 ± 35 МПа, 1075 ± 35 МПа и 1015 ± 20 МПа соответственно. Продольная микротвердость составляет 830 ± 55 МПа, 1045 ± 85 МПа и 1085 ± 65 МПа соответственно. Видно, что холодная деформация волочением привела к заметному увеличению прочности сплавов.

показывает зависимости микротвердости от температуры 30-минутного отжига.Зависимости H _v (T) во всех сплавах имеют две стадии: I стадию медленного снижения микротвердости при нагреве до Т ≤ Т ₁ и II стадию интенсивного падения прочности при нагреве до Т> T ₁. Отметим, что значение Т ₁ практически не коррелирует с химическим составом и составляет ~ 200 ° C (). Анализируя результаты, видно, что у сплавов с более высокой исходной твердостью H _v0 наблюдается более интенсивное снижение твердости на I стадии отжига (Т ≤ Т ₁): у сплавов 2 и 3 с исходной микротвердостью H _v0 = 1015–1085 МПа и 1045–1075 МПа, среднее снижение микротвердости ΔH _v1 при нагреве до Т ₁ = 200 ° C составляет 170 МПа и 130 МПа соответственно; в сплаве 1 с исходной микротвердостью H _v0 = 830–870 МПа и ΔH _v1 = 30 МПа.Аналогичная картина изменения микротвердости наблюдается на II стадии при Т> T ₁: в сплавах 2 и 3 средняя микротвердость уменьшается ΔH _v2 после отжига при 400 ° С в течение 30 мин составляет ΔH _v2 = 295 МПа и 330 МПа соответственно. Среднее изменение микротвердости на II стадии отжига в сплаве 1 (H _v0 = 830–870 МПа) составляет ΔH _v2 = 250 МПа.

Зависимости микротвердости мелкозернистых алюминиевых сплавов от температуры 30 мин отжига: продольное сечение проволоки ( а ) и поперечное сечение проволоки ( б ).Номера кривых соответствуют номерам сплавов.

Исследование термической стабильности алюминиевых сплавов при 400 ° C (100 ч) показывает, что зависимость микротвердости от времени изотермической выдержки у всех образцов имеет две стадии (): стадию значительно быстрого уменьшения H _v на ~ 35–45% относительно исходного значения H _v0 в течение первых 30 мин отжига, после чего по достижении времени выдержки 100 ч микротвердость несколько снижается на ~ 15–20% в сплавах 1–3.Микротвердость сплавов 1–3 после отжига при 400 ° С в течение 100 ч составляет 405–440 МПа.

Зависимости микротвердости мелкозернистых алюминиевых сплавов от времени обработки изотермическим отжигом 400 ° C: продольное сечение проволоки ( а ) и поперечное сечение проволоки ( б ).

показывает СЭМ-изображения структур сплава после отжига при 400 ° C в течение 100 часов. Как видно из рисунков, все сплавы имеют однородную рекристаллизованную структуру. Средний размер зерна d в сплаве 1 (Al – 0.33Zr – 0.25Sc) — d составляет 2,4 мкм, в сплаве 2 (Al – 0.20Zr – 0.15Sc) — d = 2,6 мкм, а в сплаве 3 (Al – 0.17Zr – 0.11Sc) — d = 2,8 мкм. Распределение размеров зерен см.

Микроструктура мелкозернистых алюминиевых сплавов после отжига при 400 ° C в течение 100 ч: сплав 1 ( а ), сплав 2 ( b ) и сплав 3 ( c ).

Гистограммы гранулометрического состава сплава 1 ( а ), сплава 2 ( b ) и сплава 3 ( c ) после отжига при 400 ° C в течение 100 ч (F — частота N (R) / N _Σ и d — размер зерна).

Результаты SEM показывают, что травление границ зерен удаляет более крупные частицы, объемный процент которых является самым низким в сплаве 1 и самым высоким в сплаве 3. Еще одно наблюдение (см.) Состоит в том, что структура сплава содержит два типа крупных частиц. : частицы (I) с повышенным содержанием Fe и частицы (II) с повышенным содержанием Sc и Zr, которые, вероятно, являются интерметаллидами Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) [ 49,50].

EDS-анализ состава частиц на полированной поверхности. Отжиг при 400 ° C в течение 100 ч для сплава 2 ( а ) и сплава 3 ( b ). В a Spectrum 6 содержит 98,88% Al, 0,49% Mg, 0,46% Fe и 0,17% Sc. На рисунке b Spectrum 4 содержит 99,38% Al, 0,36% Fe и 0,26% Sc.

Анализ изображений показывает, что по мере уменьшения содержания Sc и Zr в сплавах Al – Mg – Sc – Zr происходит одновременное уменьшение объемного процента и увеличение размера осаждаемых частиц.Обратите внимание, что структура сплава содержит два типа частиц: крупные частицы, объемный процент которых, измеренный после отжига при 400 ° C в течение 100 ч, с высокой точностью соответствует размеру и объемному процентному содержанию частиц, наблюдаемых в этих сплавах в их исходном состоянии. крупнозернистое состояние перед нанесением (см.) и мелкие легкие субмикронные частицы. Средний размер частиц (R ₀) в сплавах 1, 2 и 3 составляет ~ 0,28 мкм, ~ 0,15 мкм и ~ 0,20 мкм соответственно. Для распределения частиц по размерам см.Среднеквадратичное отклонение для R ₀ зависит от характера гистограммы распределения частиц по размерам и составляет 0,1–0,15 мкм.

Гистограммы гранулометрического состава сплава 1 ( a ), сплава 2 ( b ) и сплава 3 ( c ) после отжига при 400 ° C, 100 ч (F — частота N ( R) / N _Σ и R — размер частиц).

Это позволяет сделать вывод о том, что исследуемые сплавы обладают высокостабильной зеренной структурой за счет осаждения дисперсных частиц Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}).

А теперь проанализируем полученные результаты.

Анализируя результаты экспериментов, для расчета доли частиц, осажденных при отжиге f _v (t, Т), необходимо определить максимальные значения удельного сопротивления ρ ^max при нулевой объемной доле (f _v = 0) и значение ρ _min, соответствующее полному распаду перенасыщенного раствора (f _v = f _{v (max)}). С этой целью предположим, что вклады в сопротивление легирующих элементов складываются [39], и введите контрольные значения для увеличения сопротивления, вызванного соответствующими добавками [39].

показывает теоретические значения удельного сопротивления (ρ _th) сплавов, рассчитанные с указанным выше предположением для Mg, Zr, Fe и Sc, вносящих вклад в удельное сопротивление твердого раствора (правило Маттиссена [39]), а также экспериментально измеренные значения удельного сопротивления перед термообработкой (ρ _ехр). Оценки вкладов удельного сопротивления Mg, Sc, Zr и Fe в алюминии были сделаны на основе данных из работы [39]. Как видно из, существует очевидная разница между теоретическим и экспериментальным значениями удельного сопротивления ρ _exp: Δρ = ρ _th — ρ _exp.Предполагая, что распад твердого раствора влечет за собой осаждение только интерметаллидов Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}), мы можем оценить максимально возможное изменение удельного сопротивления для каждого сплава: Δρ _max = Δρ _Sc + Δρ _Zr. Обратите внимание, что Δρ _max довольно близко к Δρ = ρ _th — ρ _exp: для сплава 1 значения Δρ _max и Δρ составляют 1,083 мкОм · см и 1,179 мкОм · см соответственно, а в сплаве 3 Δρ _макс = 0.525 мкОм · см и Δρ = 0,521 мкОм · см соответственно.

Мы полагаем, что это открытие указывает на то, что во время литья и старения (отжиг при 300 ° C в течение 2 часов) перед вытяжкой произошел почти полный распад пересыщенного твердого раствора Sc и Zr в Al с последующим осаждением интерметаллида Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) наночастиц. Этот результат согласуется с данными в ссылках [28,51] по кинетике распада твердого раствора Sc и Zr в Al-Mg-0.Сплавы 22Sc-0.15Zr с различным содержанием Mg (0, 1.5, 3, 4.5 мас.%), Где было показано, что Al-0.22Sc-0.15Zr и Al-1.5Mg-0.22Sc-0.15Zr демонстрируют интенсивное осаждение Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) частиц после нагрева до 240 ° C и что после отжига при 300 ° C в течение 2 га ~ 50% распад твердого раствора происходит вместе с Осаждение ~ 0,4 об.% Частиц Al ₃ (Sc _x Zr _{1- x}).

Процедура, подробно описанная в [51] и примененная для расчета максимальной объемной доли (f _v0) осажденных интерметаллических частиц, показывает, что в сплавах 1–3 значения f _v0 составляют ~ 1,0 об.%, ~ 0,6 об.% И ~ 0,48 об.% Соответственно. Расчеты основаны на предположении, что отжиг влечет за собой осаждение только частиц Al ₃ (Sc _x Zr _1-x) и что предел растворимости Sc и Zr в Al при 300 ° C равен нулю ( см. Ссылки [1,52,53]).Расчет стабильного размера зерна по формуле Зенера d _z = 3/4 · R _z / f _v0 [32], средний размер интерметаллида Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) частиц, необходимых для стабилизации зеренной структуры в сплавах 1–3, составляет R _z = 180 нм, 325 нм и 435 нм соответственно. Расчетный размер зерна R _z для интерметаллических частиц хорошо согласуется с опубликованными экспериментальными данными [13,16,17,18,19,23,24,26,28,34] и измерениями среднего размера R ₀ частиц.Различие между теоретическим значением R _z и экспериментально наблюдаемым значением R ₀, по-видимому, вызвано тем, что экспериментальный R ₀ принят за усредненный размер Al ₃ (Sc, Zr) и Al– Частицы Fe.

Обобщая результаты экспериментов и их анализ, мы можем заключить, что предварительная обработка отжигом (перед деформацией) литых алюминиевых сплавов является эффективным методом стабилизации их мелкозернистой структуры, если за ней следует интенсивная пластическая деформация и высокотемпературная термическая обработка.

В заключение, ниже приводится краткое обсуждение роли, которую предварительный отжиг (320 ° C, 2 ч) играет в обеспечении термической стабильности мелкозернистой структуры в алюминиевых сплавах Al – 0.6Mg – Zr – Sc. Как было продемонстрировано выше, предварительная обработка отжигом (320 ° C, 2 ч) крупнозернистых сплавов Al – 0.6Mg – Zr – Sc приводит к осаждению Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) частиц, как видно из измерений удельного сопротивления. Важно отметить, что при отжиге крупнозернистых сплавов осаждение частиц Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) происходит внутри решетки [51], в отличие от отжига. мелкозернистых сплавов, в которых осаждение частиц происходит в основном по границам зерен или в ядрах решеточных дислокаций.Как известно, при более низких температурах, ниже 0,5–0,6T _м, коэффициент диффузии для решеточной диффузии (D _v) на несколько порядков ниже, чем коэффициент диффузии для диффузии по неравновесным границам зерен (D _b) и диффузия ядра решеточной дислокации (D _c) в мелкозернистых сплавах, полученных интенсивной пластической деформацией. Зависимость объемной доли частиц второй фазы от времени (t) и температуры (T) отжига может быть описана уравнением Джонсона – Меля – Аврами – Колмогорова: f _v (t, T) = f _v0 (1 − exp (- (t / τ) ⁿ)), где f _v0 — максимальная объемная доля частиц второй фазы, выпадающих из твердого раствора при заданном Т, τ = τ ₀ exp (Q / kT) — длительность обычного процесса, Q и n — энергия активации и числовой коэффициент (коэффициент интенсивности дезинтеграции) для описания механизма дезинтеграции [51,54].Зависимость размера частиц (R) второй фазы от времени (t) и температуры (T) отжига можно описать уравнением [32]: R ^m — R ₀ ^m = ξ ₁ Dt, где R ₀ — начальный размер частицы, m — числовой коэффициент для описания механизма роста частиц [54], ξ ₁ — числовой коэффициент, зависящий от геометрических и термодинамических свойств материала [54] , D = D ₀ exp (-Q / kT) — коэффициент диффузии, а D ₀ — преэкспоненциальный множитель.Следствием этого является то, что скорость осаждения и роста частиц Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) в мелкозернистых сплавах значительно выше, чем в крупнозернистом алюминии. сплавы. Мы полагаем, что это не позволяет исследователям достичь желаемого повышения термической стабильности мелкозернистой структуры в сильно деформированных сплавах, поскольку, согласно формуле Зинера, интенсивный рост частиц приведет к пропорциональному увеличению среднего размера зерна в сплаве.В свете этого предварительная обработка отжигом (перед сильной пластической деформацией), которая обеспечивает почти полное осаждение частиц внутри решетки и, как следствие, замедляет скорость их роста во время дальнейших обработок отжига (после сильной пластической деформации), обеспечивает лучшую стабильность мелкозернистой структуры алюминиевых сплавов Al – Mg – Sc – Zr.

При анализе зависимости микротвердости от температуры отжига, как показано на, интенсивность изменения микротвердости на этапе I (Т ≤ Т ₁) варьируется для мелкозернистых сплавов разного состава.Следует отметить, что по мере увеличения общего содержания циркония и скандия в сплаве (Zr + Sc) величина уменьшения микротвердости на этапе I отжига уменьшается. Как видно на фиг., Наименьшая микротвердость в исходном состоянии (H _v0) и наименьшее значение микротвердости на этапе I отжига (ΔH _v1) наблюдается у мелкозернистого сплава 1 с наибольшим содержанием скандия. и цирконий (Zr + Sc = 0,77 мас.%), и обратное наблюдается в сплаве 3 с самым низким содержанием Zr + Sc = 0.28 мас.% (См.). Результат довольно неожиданный. Традиционно считается, что более высокие концентрации Sc и Zr приводят к более высокой микротвердости алюминиевых сплавов (например, см. Ссылки [1,2,3,7,16,18,19]).

Обратите внимание, что сплавы были получены при идентичных условиях литья независимо от концентрации Sc и Zr. Следовательно, количество первичных частиц Al ₃ (Sc, Zr), образующихся во время литья, будет заметно выше в сплавах с более высоким содержанием Sc и Zr (сплав 1) по сравнению со сплавом 3, где общая концентрация Sc и Zr ( Sc + Zr = 0.28 мас.%) Ниже предела растворимости Sc и Zr в алюминии. Общая концентрация Sc и Zr в сплаве 2 (Sc + Zr = 0,35 мас.%) Немного выше общей концентрации Sc и Zr, которые могут быть «растворены» в решетке алюминия (~ 0,32 мас.% [52] ). Следовательно, можно ожидать, что увеличение общей концентрации Sc и Zr приведет к увеличению объемной доли относительно крупных (субмикронных и микронных) первичных частиц, которые осаждаются во время кристаллизации расплава.

Как было показано выше, во время отжига при 320 ° C в течение 2 часов в решетке алюминия происходит осаждение наночастиц Al ₃ (Sc, Zr), которые затем медленно растут во время дальнейшего отжига мелкозернистого алюминия.

В связи с этим двухступенчатый характер зависимости микротвердости можно связать с наличием в структуре Al – 0.6Mg – Zr – Sc частиц двух типов, выделяющихся при изготовлении алюминиевых шпилек (литье с последующим отжигом). при 320 ° C в течение 2 ч). Это более крупные первичные субмикронные частицы, которые можно наблюдать в SEM (см. И), и вторичные нанодисперсные частицы, которые осаждаются в основном после отжига при 320 ° C в течение 2 часов. Низкое значение исходной микротвердости H _v0 и малая величина изменения микротвердости на I стадии отжига ΔH _v1 обусловлены, как мы полагаем, удержанием всех атомов Zr и Sc на первичных субмикронных частицах в процессе литья (кристаллизация сплава). 1) и, как следствие, небольшое количество (объемная доля) вторичных наночастиц, осаждаемых во время отжига при 320 ° C в течение 2 часов.При литье Сплава 1 это предотвращает повышение концентрации Zr и Sc в решетке сплава и предотвращает повышение начальных значений микротвердости H _v0 в Сплаве 1 до 1015–1085 МПа, что соответствовало бы исходной микротвердости Сплава 2. и 3, где концентрации Sc и Zr ниже, чем в сплаве 1, но все еще близки к пределу растворимости Sc и Zr в алюминии.

Во время стадии I отжига нанодисперсные частицы Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) растут до субмикронных размеров, и, согласно уравнению Орована, наблюдается уменьшение микротвердости в мелких частицах. -зернистые сплавы 2 и 3.Согласно формуле Зинера, рост наночастиц Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) приводит к увеличению среднего размера зерна до его стабильного размера 2,4–2,8 мкм, что, по нашему мнению, определяется наличием в структуре сплава первичных субмикронных частиц Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}). Рост зерен на стадии II отжига приводит к снижению микротвердости сплава в соответствии с уравнением Холла – Петча: ΔH _v — A / d ^1/2, где A — коэффициент зернограничного упрочнения.Этот результат также косвенно подтверждается тем, что условия соотношения Холла – Петча выполняются в сплавах, отожженных при 400 ° C в течение 100 ч (см.).

Зависимость микротвердости от размера зерна в координатах H – d ^−1/2. Анализ экспериментальных данных для сплавов, отожженных при 400 ° C в течение 100 ч.

4. Выводы

Разработаны новые мелкозернистые алюминиевые сплавы с более низким содержанием магния, пригодные для применения в проводниках и обладающие высокой термической стабильностью: средний размер зерна в проволоке из новых сплавов равен 2.4–2,8 мкм после отжига при 400 ° С в течение 100 ч, микротвердость 405–440 МПа. Предварительная обработка отжигом (перед волочением) при 320 ° C в течение 2 часов, в результате чего осаждаются наночастицы интерметаллида Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}) и практически полностью разрушаются Sc и Установлено, что твердый раствор Zr в Al обеспечивает более высокую термическую стабильность мелкозернистой структуры в интенсивно деформируемых алюминиевых сплавах.

Высокая термическая стабильность мелкозернистой структуры Al – 0.Алюминиевые сплавы 6Mg – Zr – Sc вызваны медленной скоростью роста частиц Al ₃ (Sc _x Zr _{1− x}), которые осаждаются внутри решетки во время предварительной обработки отжигом (320 ° C в течение 2 ч).

Благодарности

Авторы признают В.В. Захарову (Всероссийский институт легких сплавов, Москва) за рекомендации по выбору новых составов сплавов и В. Чепеленко (Московский завод по обработке специальных сплавов, Москва) за организацию изготовления образцов из алюминиевого сплава.

Вклад авторов

Investigation, A.N., I.S., and V.K .; формальный анализ, V.C .; письмо, А. и V.C .; администрация проекта, V.C.

Финансирование

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского научного фонда (грант № 18-13-00306).

Конфликт интересов

Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.

Ссылки

1. Ройсет Дж., Рюм Н. Скандий в алюминиевых сплавах. Int. Mater. Ред. 2005; 50: 19–44. DOI: 10.1179 / 174328005X14311.[CrossRef] [Google Scholar] 2. Филатов Ю.А., Елагин В.И., Захаров В.В. Новые сплавы Al-Mg-Sc. Mater. Sci. Англ. А. 2000. 280: 97–101. DOI: 10.1016 / S0921-5093 (99) 00673-5. [CrossRef] [Google Scholar] 3. Давыдов В.Г., Ростова Т.Д., Захаров В.В., Филатов Ю.А., Елагин В.И. Научные принципы легирования скандия алюминиевыми сплавами. Mater. Sci. Англ. А. 2000. 280: 30–36. DOI: 10.1016 / S0921-5093 (99) 00652-8. [CrossRef] [Google Scholar] 4. Михайловская А.В., Мочуговский А.Г., Левченко В.С., Табачкова Н.Ю., Муфало В., Портной В.К. Осаждение фазы L1 ₂ Al ₃ Zr в сплаве Al-Mg-Zr. Mater. Charact. 2018; 139: 30–37. DOI: 10.1016 / j.matchar.2018.02.030. [CrossRef] [Google Scholar] 5. Буранова Ю., Кулицкий В., Петерлехнер М., Могучева А., Кайбышев Р., Дивинский С. В., Уайлд Г. Al _{3 Осадки на основе} (Sc, Zr) в сплаве Al-Mg: Эффект сильной деформации. Acta Mater. 2017; 124: 210–224. DOI: 10.1016 / j.actamat.2016.10.064. [CrossRef] [Google Scholar] 6. Гамильтон Н.Э., Ферри М. Рост зерен в нанокристаллическом сплаве Al-Sc. Mater. Пер. 2004. 45: 2264–2271. DOI: 10.2320 / matertrans.45.2264. [CrossRef] [Google Scholar] 7. Клуэ Э., Лаэ Л., Эпичье Т., Лефевр В., Настар М., Дешам А. Сложные пути осаждения в многокомпонентных сплавах. Nat. Mater. 2006; 5: 482–488. DOI: 10,1038 / nmat1652. [PubMed] [CrossRef] [Google Scholar] 8. Li G., Zhao N., Liu T., Li J., He C., Shi C., Liu E., Sha J. Влияние соотношения Sc / Zr на микроструктуру и механические свойства нового типа Al-Zn- Сплавы Mg-Sc-Zr.Mater. Sci. Англ. А. 2014; 617: 219–227. DOI: 10.1016 / j.msea.2014.08.041. [CrossRef] [Google Scholar] 9. Виноградов А., Вашикита А., Китагава К., Копылов В.И. Усталостная долговечность мелкозернистых сплавов Al-Mg-Sc, полученных равноканальным угловым прессованием. Mater. Sci. Англ. А. 2003; 349: 318–326. DOI: 10.1016 / S0921-5093 (02) 00813-4. [CrossRef] [Google Scholar] 10. Фурукава М., Уцуномия А., Мацубара К., Хорита З., Лэнгдон Т.Г. Влияние магния на измельчение зерна и пластичность в разбавленном сплаве Al-Sc. Acta Mater.2001; 49: 3829–3838. DOI: 10.1016 / S1359-6454 (01) 00262-2. [CrossRef] [Google Scholar] 11. Михайловская А.В., Яковцева О.А., Чеверикин В.В., Котов А.Д., Портной В.К. Сверхпластическое поведение сплавов на основе Al-Mg-Zn-Zr-Sc при высоких скоростях деформации. Mater. Sci. Англ. А. 2016; 659: 225–233. DOI: 10.1016 / j.msea.2016.02.061. [CrossRef] [Google Scholar] 12. Малофеев С., Миронов С., Высоцкий И., Кайбышев Р. Сверхпластичность листов Al-Mg-Sc, сваренных трением с перемешиванием, с ультрамелкозернистой микроструктурой. Mater. Sci.Англ. А. 2016; 649: 85–92. DOI: 10.1016 / j.msea.2015.09.106. [CrossRef] [Google Scholar] 13. Комура С., Хорита З., Фурукава М., Немото М., Лэнгдон Т.Г. Влияние скандия на сверхпластическую пластичность в сплаве Al-Mg-Sc. J. Mater. Res. 2000; 15: 2571–2576. DOI: 10.1557 / JMR.2000.0367. [CrossRef] [Google Scholar] 14. Юзбекова Д., Могучева А., Кайбышев Р. Сверхпластичность сверхмелкозернистого сплава Al-Mg-Sc-Zr. Mater. Sci. Англ. А. 2016; 675: 228–242. DOI: 10.1016 / j.msea.2016.08.074. [CrossRef] [Google Scholar] 15.Автократова Е., Ситдиков О., Маркушев М., Мулюков Р. Чрезвычайная высокоскоростная сверхпластичность сильно деформированного сплава Al-Mg-Sc-Zr. Mater. Sci. Англ. А. 2012; 538: 386–390. DOI: 10.1016 / j.msea.2012.01.041. [CrossRef] [Google Scholar] 16. Елагин В.И. Легирование деформируемых алюминиевых сплавов переходными металлами. Металлургия; Москва, Россия: 1975. 248с. (На русском языке) [Google Scholar] 17. Захаров В.В., Елагин В.И., Левин Л.И. О влиянии циркония на температуру рекристаллизации полуфабрикатов из алюминиевых сплавов.Phys. Встретились. Металлогр. 1975. 40: 85–90. (На русском языке) [Google Scholar] 18. Елагин В.И., Захаров В.В., Павленко С.Г., Ростова Т.Д. Влияние добавок циркония на старение сплавов Al-Sc. Phys. Встретились. Металлогр. 1985; 60: 88–92. (На русском языке) [Google Scholar] 19. Давыдов В.Г., Эльгаин В.И., Захаров В.В., Ростова Т.Д. Легирование алюминиевых сплавов с добавками скандия и циркония. Встретились. Sci. Термическая обработка. 1996. 28: 347–352. DOI: 10.1007 / BF01395323. [CrossRef] [Google Scholar] 20. Оцененек В., Сламова М. Устойчивость к рекристаллизации из-за добавления Sc и Zr к сплавам Al-Mg.Mater. Charact. 2001; 47: 157–162. DOI: 10.1016 / S1044-5803 (01) 00165-6. [CrossRef] [Google Scholar] 21. Риддл Ю.В., Сандерс Т.Х. младший. Исследование укрупнения, рекристаллизации и морфологии микроструктуры в сплавах Al-Sc- (Zr) — (Mg). Металл. Mater. Пер. А. 2004; 35: 341–350. DOI: 10.1007 / s11661-004-0135-3. [CrossRef] [Google Scholar] 22. Джонс М.Дж., Хамфрис Ф.Дж. Взаимодействие рекристаллизации и осаждения: влияние Al ₃ Sc на рекристаллизационное поведение деформированного алюминия.Acta Mater. 2003. 51: 2149–2159. DOI: 10.1016 / S1359-6454 (03) 00002-8. [CrossRef] [Google Scholar] 23. Ройсет Дж., Рюм Н. Кинетика и механизмы выделения в сплаве Al-0,2 мас.% Sc. Mater. Sci. Англ. А. 2005; 396: 409–422. DOI: 10.1016 / j.msea.2005.02.015. [CrossRef] [Google Scholar] 24. Торма Т., Ковач-Четеньи Э., Турмезей Т., Унгар Т., Ковач И. Механизмы упрочнения в сплавах Al-Sc. J. Mater. Sci. 1989; 24: 3924–3927. DOI: 10.1007 / BF01168955. [CrossRef] [Google Scholar] 25. Блейк Н., Хопкинс М.А.Твердость и старение сплавов Al-Sc.J. Mater. Sci. 1985. 20: 2861–2867. DOI: 10.1007 / BF00553049. [CrossRef] [Google Scholar] 26. Сейдман Д.Н., Маркиз Э.А., Дунад Д.С. Осадочное упрочнение при температуре окружающей среды и повышенных температурах термообрабатываемых сплавов Al (Sc). Acta Mater. 2002; 20: 4021–4035. DOI: 10.1016 / S1359-6454 (02) 00201-X. [CrossRef] [Google Scholar] 27. Фуллер К.Б., Сейдман Д.Н., Дунанд Д.К. Механические свойства сплавов Al (Sc, Zr) при температуре окружающей среды и повышенных температурах. Acta Mater. 2003. 57: 4803–4814. DOI: 10.1016 / S1359-6454 (03) 00320-3.[CrossRef] [Google Scholar] 28. Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Макаров И.М., Лопатин Ю.Г., Сахаров Н.В., Мелехин Н.В., Пискунов А.В., Смирнова Е.С., Копылов В.И. Механизмы разложения твердых растворов в литых и микрокристаллических сплавах Al-Sc: I. Экспериментальные исследования. Русь. Металл. 2012; 5: 415–427. DOI: 10,1134 / S0036029512050084. [CrossRef] [Google Scholar] 29. Добаткин С.В., Захаров В.В., Виноградов А.Ю., Китагава К., Красильников Н.А., Ростова Т.Д., Бастраш Е.Н. Формирование нанокристаллической структуры в сплавах Al-Mg-Sc при интенсивной пластической деформации.Русь. Металл. 2006; 6: 533–540. DOI: 10,1134 / S0036029506060115. [CrossRef] [Google Scholar] 30. Автократова Е., Ситдиков О., Мухаметдинова О., Маркушев М., Нараяна Мурти С.В.С., Прасад М.Дж.Н.В., Кашьяп Б.П. Эволюция микроструктуры в сплаве Al-Mg-Sc-Zr при интенсивной пластической деформации. J. Alloys Compd. 2016; 673: 182–194. DOI: 10.1016 / j.jallcom.2016.02.207. [CrossRef] [Google Scholar] 31. Фрост Х.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизма деформации. Pergamon Press; Лондон, Великобритания: 1982. 328p [Google Scholar] 32.Мартин Дж. В. Микромеханизмы в закаленных сплавах. Издательство Кембриджского университета; Кембридж, Великобритания: 1980. 167p [Google Scholar] 33. Сотелл Р.Р., Дженсен Л.С. Механические свойства и микроструктура сплавов Al-Mg-Sc. Металл. Пер. А. 1990; 21: 421–430. [Google Scholar] 34. Маркиз Э.А., Зайдман Д.Н. Кинетика укрупнения наноразмерных выделений Al ₃ Sc в сплаве Al-Mg-Sc. Acta Mater. 2005. 53: 4259–4268. DOI: 10.1016 / j.actamat.2005.05.025. [CrossRef] [Google Scholar] 35. Фудзита Т., Хорита З., Лэнгдон Т. Характеристики диффузии в сплавах Al-Mg со сверхмелкими размерами зерен. Филос. Mag. А. 2002; 82: 2249–2262. DOI: 10.1080 / 01418610208235736. [CrossRef] [Google Scholar] 36. Страумал Б. Б., Лопес Г. А., Миттемейер Э. Дж., Густ В., Жиляев А. П. Фазовые переходы на границах зерен в системе Al-Mg и их влияние на высокоскоростную сверхпластичность. Дефект Диффус. Форум. 2003. 216–217: 307–312. DOI: 10.4028 / www.scientific.net / DDF.216-217.307. [CrossRef] [Google Scholar] 37. Мазилкин А.А., Страумал Б.Б., Рабкин Э., Барецкий Б., Эндерс С., Протасова С.Г., Когтенкова О.А., Валиев Р.З. Размягчение наноструктурированных сплавов Al-Zn и Al-Mg после интенсивной пластической деформации. Acta Mater. 2006; 54: 3933–3939. DOI: 10.1016 / j.actamat.2006.04.025. [CrossRef] [Google Scholar] 38. Страумаль Б. Б., Барецкий Б., Мазилкин А. А., Филипп Ф., Когтенкова О. А., Волков М. Н., Валиев Р. З. Формирование нанозернистой структуры и разложение пересыщенного твердого раствора при кручении под высоким давлением сплавов Al-Zn и Al-Mg.Acta Mater. 2004. 52: 4469–4478. DOI: 10.1016 / j.actamat.2004.06.006. [CrossRef] [Google Scholar] 39. Шматко О.А., Усов Ю.В. Структура и свойства металлов и сплавов. Электрические и магнитные свойства металлов. Справочник. Наукова думка; Киев, Украина: 1987. 325 с. (На русском языке) [Google Scholar] 40. Вэнь С.П., Гао К.Ю., Ли Ю., Хуанг Х., Не З. Р. Синергетический эффект Er и Zr на дисперсионное твердение сплава Al-Er-Zr. Scr. Mater. 2011; 65: 592–595. DOI: 10.1016 / j.scriptamat.2011.06.033. [CrossRef] [Google Scholar] 41.Ву Х., Вэнь С.П., Гао К.Ю., Хуанг Х., Ван В., Не З. Р. Влияние Er на дисперсионное упрочнение сплавов Al-Hf. Scr. Mater. 2014; 87: 5–8. DOI: 10.1016 / j.scriptamat.2014.06.005. [CrossRef] [Google Scholar] 42. Поздняков А.В., Барков Р.Ю., Просвиряков А.С., Чурюмов А.Ю., Головин И.С., Золоторевский В.С. Влияние Zr на микроструктуру, характеристики рекристаллизации, механические свойства и электропроводность нового сплава Al-Er-Y. J. Alloys Compd. 2018; 765: 1–6. DOI: 10.1016 / j.jallcom.2018.06.163. [CrossRef] [Google Scholar] 43. Поздняков А.В., Оспенникова А.А., Попов Д.А., Махов С.В., Напалков В.И. Влияние низких добавок Y, Sm, Cd, Hf и Er на структуру и твердость сплава Al-0,2% Zr-0,1% Sc. Встретились. Sci. Термическая обработка. 2017; 58: 537–542. DOI: 10.1007 / s11041-017-0050-z. [CrossRef] [Google Scholar] 44. Захаров В.В., Фисенко И.А. Легирование алюминиевых сплавов скандием. Встретились. Sci. Термическая обработка. 2017; 59: 278–284. DOI: 10.1007 / s11041-017-0142-9. [CrossRef] [Google Scholar] 45.Книплинг К.Э., Карнески Р.А., Ли С.П., Дананд Д.К., Сейдман Д.Н. Эволюция осаждения в сплавах Al-0.1Sc, Al-0.1Zr и Al-0.1Sc-0.1Zr (ат.%) При изохронном старении. Acta Mater. 2010. 58: 5184–5195. DOI: 10.1016 / j.actamat.2010.05.054. [CrossRef] [Google Scholar] 46. Книплинг К.Э., Сейдман Д.Н., Дунанд Д.К. Механические свойства сплавов Al-0,06Sc, Al-0,06Zr и Al-0,06Sc-0,06Zr (ат.%), Подвергнутых изохронному старению, при окружающей среде и высоких температурах Acta Mater. 2011; 59: 943–954. DOI: 10.1016 / j.actamat.2010.10.017.[CrossRef] [Google Scholar] 47. Виноградов А., Судзуки Ю., Исида Т., Китагава К., Копылов В.И. Влияние химического состава на структуру и свойства ультрамелкозернистых сплавов Cu-Cr-Zr, полученных равноканальным угловым прессованием. Mater. Пер. 2004. 45: 2187–2191. DOI: 10.2320 / matertrans.45.2187. [CrossRef] [Google Scholar] 48. Жиляев А.П., Морозова А., Кабрера Дж.М., Кайбышев Р., Лэнгдон Т.Г. Износостойкость и электропроводность сплава Cu-0.3Cr-0.5Zr, обработанного методом РКУП. J. Mater. Sci. 2017; 52: 305–313.DOI: 10.1007 / s10853-016-0331-8. [CrossRef] [Google Scholar] 49. Харада Ю., Дунанд Д.К. Микроструктура Al ₃ Sc с тройными добавками переходных металлов. Mater. Sci. Англ. А. 2002; 329–331: 686–695. DOI: 10.1016 / S0921-5093 (01) 01608-2. [CrossRef] [Google Scholar] 50. Харада Ю., Дунанд Д.К. Микроструктура Al ₃ Sc с тройными добавками редкоземельных элементов. Интерметаллиды. 2009; 17: 17–24. DOI: 10.1016 / j.intermet.2008.09.002. [CrossRef] [Google Scholar] 51. Чувильдеев В.Н., Нохрин А.В., Смирнова Е.С., Копылов В.И. Механизмы разложения твердого раствора в литых и микрокристаллических сплавах Al-Sc. III. Анализ экспериментальных данных. Русь. Металл. 2012; 11: 985–993. DOI: 10,1134 / S0036029512110031. [CrossRef] [Google Scholar] 52. Лякишев Н.П. Диаграммы состояний двойных металлических систем. Машиностроение; Москва, Россия: 1996. 922с. (На русском языке) [Google Scholar] 53. Захаров В.В. Комбинированное легирование алюминиевых сплавов скандием и цирконием. Встретились. Sci. Термическая обработка. 2014; 56: 281–286. DOI: 10.1007 / s11041-014-9746-5. [CrossRef] [Google Scholar] 54. Чувильдеев В.Н., Смирнова Е.С., Копылов В.И. Механизмы разложения твердого раствора в литых и микрокристаллических сплавах Al-Sc. II. Модель разложения твердого раствора при образовании когерентных частиц второй фазы. Русь. Металл. 2012; 7: 612–624. DOI: 10,1134 / S0036029512070063. [CrossRef] [Google Scholar]

Разница между мелкозернистой и крупнозернистой архитектурой SIMD

SIMD означает , одна инструкция, несколько данных. — это фактически класс параллельных компьютеров в классификации Флинна.В нем описаны компьютеры с несколькими элементами обработки, которые могут выполнять одну и ту же операцию с несколькими точками данных одновременно.

И, Гранулярность — это концепция, в которой системы разбиваются на различные мелкие части, мы можем сказать, что это либо сама система, либо описание / наблюдение за системой. На самом деле это связано, когда более крупный объект делится на несколько частей. Например, сюжет разбит на дворы для большей детализации, чем просто обозначение сюжета.

SIMD (Single Instruction Multiple Data) может быть классифицирован как различные типы, но два основных и наиболее важных типа SIMD:

(i) Мелкозернистая SIMD:
Фактически это подробное описание, которое касается гораздо меньших компонентов, которые на самом деле состоят из гораздо более крупных компонентов.

(ii) Coarse-Grained SIMD:
Эти системы состоят из меньшего количества компонентов, которые явно больше, чем исходная, но намного меньше, чем Fine-Grained SIMD, но размер компонентов намного больше (высокий / больше ), чем мелкие подкомпоненты системы.

Разница между мелкозернистой и крупнозернистой архитектурой SIMD:

S. No.	Мелкозернистый SIMD	Крупнозернистый SIMD
1.	Fine Grain SIMD меньше времени вычислений, чем у крупнозернистой архитектуры.	Крупнозернистый SIMD имеет больше времени вычислений, чем мелкозернистая архитектура.
2.	Здесь программы разбиты на большое количество мелких задач.	Здесь программы разбиты на небольшое количество больших задач.
3	Мелкозернистый SIMD имеет гораздо более высокий уровень параллелизма, чем крупнозернистый SIMD.	Крупнозернистый SIMD имеет более низкий уровень параллелизма, чем мелкозернистый SIMD.
4.	Здесь размер зерна превышает 1000 инструкций.	Здесь размер зерна в диапазоне 2-500 инструкций.
5.	Здесь размер подкомпонентов намного меньше, чем у Крупнозернистого.	Здесь размер подкомпонентов больше, чем у Fine-Grained.
6.	Здесь можно получить два типа параллелизма — a) Параллелизм на уровне инструкций b) Параллелизм на уровне цикла	Здесь можно получить эти два типа параллелизма — a) Подпрограмма b) Параллелизм программного уровня
7.	В SIMD с мелким зерном балансировка нагрузки правильная.	В крупнозернистой SIMD балансировка нагрузки неправильная.
8.	Здесь параллелизм можно обнаружить с помощью компилятора.	Здесь нельзя обнаружить параллелизм с помощью компилятора.
9.	SIMD с мелким зерном — гораздо более дорогостоящий процесс, чем SIMD с грубым зерном.	Грубый SIMD намного дешевле, чем Мелкозернистый SIMD.
10.	Fine Grain — это концепция будущих многопоточных архитектур, которые будут использоваться и в будущем.	Coarse Grain — это одна из ранних концепций однопоточных архитектур.
11.	Подробное описание далее разделено на множество небольших подкомпонентов и делает процессы менее сложными по сравнению с исходным, а также с крупнозернистым.	Подробное описание разделено на большие подкомпоненты и делает процессы менее сложными, чем исходное, но более сложными, чем мелкозернистое.
12.	Примеры — Соединительная машина (CM-2), J-машина и т. Д.	Примеры — CRAY Y и т. Д.

Вниманию читателя! Не прекращайте учиться сейчас. Ознакомьтесь со всеми важными концепциями теории CS для собеседований SDE с помощью курса CS Theory Course по доступной для студентов цене и подготовьтесь к работе в отрасли.

Ультрамелкозернистая сталь

, сталь UFG, углерод, прочность, UTS, пластичность, сварка, EBSD, текстура, GND, RVE, моделирование, обработка

Среди различных механизмов упрочнения

, используемых для улучшенных сталей , измельчение зерна является одним из немногих методов одновременного повышения прочности и и .Следовательно, ультрамелкозернистые стали с относительно простым химическим составом
Составы, усиленные в основном за счет измельчения зерен , имеют большой потенциал для замены некоторых обычных низколегированных высокопрочных сталей.
Это касается как (в основном) одно-, так и массивно-легированных высокопрочных многофазных сталей.

Основные преимущества такого подхода заключаются в том, чтобы избежать дополнительного легирования элементов ; чтобы избежать дополнительных термообработок , таких как мягкий отжиг,
закалка и отпуск; и для улучшения свариваемости за счет более низкого необходимого содержания углерода и других легирующих элементов по сравнению с другими высокопрочными сталями.Еще один высокий
потенциальной областью для такой ультрамелкозернистой стали является возможность сверхпластичности с высокой скоростью деформации при средних и повышенных температурах [1].

В общем, термин сверхмелкозернистый используется здесь в контексте среднего размера зерна от 1 мкм до 2 мкм в диаметре; субмикрон относится к размерам зерен от 100 нм до 1000
нм; в то время как с наноструктурой относится к размерам зерен менее примерно 100 нм.

Цель данной веб-страницы — предоставить подробное введение в технологии обработки, полученные микроструктуры и механические свойства, связанные с ультратонкими
зернистые стали объемно-центрированной кубической (ОЦК) стали.

[1] Материаловедение и инженерия A 441 (2006) 1–17

Ультратонкие аустенитно-ферритные дуплексные средне-марганцевые стали часто демонстрируют явление прерывистой текучести, которое обычно не наблюдается в других композитных многофазных материалах. В нашем недавнем
В ходе исследования установлено, что стали со средним содержанием марганца с аустенитной матрицей (доля аустенита ~ 65 об.%) могут иметь ярко выраженную прерывистую текучесть. Комбинация нескольких характеристик на месте
Для исследования этого явления используются методы от макроскопических (несколько миллиметров) до наноскопических (ниже 100 нм).

Микроструктура ультрамелкозернистой средне марганцевой стали: фазовое картирование EBSD образцов стали, подвергнутых межкритическому отжигу при 800 ° C в течение (а) 3 мин, (б) 5 мин, (в) 10 мин, (г) 30 мин и (д) 60 мин ; (f) Корреляционные результаты ECCI и EBSD для 5-минутного отжига

Мы наблюдаем, что как аустенит, так и феррит пластически деформируются до макроскопического предела текучести. В этом микропластическом режиме пластическая деформация начинается в аустенитной фазе.
до того, как феррит уступит.Границы раздела аустенит-феррит действуют как предпочтительные места зарождения новых частичных дислокаций в аустените и полных дислокаций в феррите. Большая сумма
площадь границы раздела, вызванная субмикронным размером зерна, может обеспечить высокую плотность источников дислокаций и привести к быстрому увеличению количества подвижных дислокаций, что, как считается,
основная причина прерывистой текучести таких сталей. Мы одновременно изучаем полосчатость Людерса и локальный деформационный мартенсит, образующийся внутри Людерса.
группы.Мы обнаружили, что размер зерна и устойчивость аустенита к образованию мартенсита, вызванного деформацией, являются двумя важными микроструктурными факторами
, контролирующими характеристики полосы Людерса с точки зрения количества центров зарождения полос и скорости их распространения. Таким образом, эти факторы определяют раннюю урожайность.
Стадии средне-марганцевых сталей из-за их решающего влияния на образование подвижных дислокаций и локальное деформационное упрочнение.

Макроскопические и наноскопические исследования in situ механизмов текучести в ультрамелкозернистых средне Mn сталях: роль границы раздела аустенит-феррит
Acta Materialia 178 (2019) 10-25
Sun et al — Acta Mater 2019 Macroscopic […]
PDF-Документ [7,5 МБ]

Сверхпластические сплавы демонстрируют чрезвычайно высокую пластичность (> 300%) без трещин при растяжении
при температурах выше половины их точки плавления. Сверхпластичность, которая напоминает текучесть меда, вызвана зернограничным скольжением в металлах.
Хотя сообщается о нескольких сверхпластических сплавах цветных и черных металлов, их практическое применение ограничено из-за высокой стоимости материала, низкой прочности после формования, высокой деформации.
температура и сложный процесс изготовления.Здесь мы представляем новую композиционно бедную сверхпластичную средне-марганцевую сталь
(Fe-6.6Mn-2.3Al, мас.%) С низким содержанием марганца, которая устраняет эти ограничения. Сталь со средним содержанием марганца характеризуется сверхмелкозернистостью, низкими материальными затратами, простотой изготовления, т.е.
обычная горячая и холодная прокатка, низкая температура деформации (около 650 ° C) и превосходная пластичность более 1300% при 850 ° C. Мы предполагаем, что эта ультрамелкозернистая сталь со средним марганцем может
ускорить коммерциализацию сверхпластичных сплавов черных металлов.

Обзор обработки, микроструктуры и механических свойств ультрамелкозернистых сталей с ОЦК
Материаловедение и инженерия A 441 (2006) 1-17
Р.Songa, D. Ponge, D. Raabe, J.G. Speer a, D.K. Matlock
Сталь-термомеханическая обработка-Max-Pl […]
PDF-документ [7,1 MB]

Ультрамелкозернистая сталь с размером зерна менее 1 мкм обеспечивает перспективу высокой прочности и высокой ударной вязкости с традиционной сталью
композиции.
Эти материалы в настоящее время являются предметом обширных исследований во всем мире.Ультрамелкозернистые стали могут быть произведены либо с помощью передовых термомеханических процессов, либо с помощью жесткой пластики.
стратегии деформации. Оба подхода подходят для создания субмикронных зернистых структур с привлекательными механическими свойствами. В этом обзоре описаны различные методы изготовления
ультрамелкозернистые стали с ОЦК, соответствующие микроструктуры и результирующий спектр механических свойств.

Среди различных механизмов , усиливающих , измельчение зерна является единственным методом повышения прочности и .
вязкость одновременно.Таким образом, сверхмелкозернистые стали с относительно простым химическим составом, упрочненные преимущественно зерном
уточнение, имеют большой потенциал для замены некоторых обычных низколегированных сталей , высокопрочных сталей . Основные преимущества такого подхода
заключаются в том, чтобы избежать дополнительных легирующих элементов; избегать дополнительных термических обработок, таких как мягкий отжиг, закалка и отпуск; и улучшить свариваемость за счет
более низкое необходимое содержание углерода и других легирующих элементов по сравнению с другими высокопрочными сталями.Еще одной областью высокого потенциала
для такой ультрамелкозернистой стали является возможность сверхпластичности с высокой скоростью деформации при средних и повышенных температурах. В общем, термин ультратонкий
зерно здесь используется в контексте среднего размера зерна от 1 мкм до 2 мкм в диаметре; субмикронный означает размер зерна от 100 до 1000 нм; в то время как наноструктурированный относится к
размер зерна ниже примерно 100 нм. Цель этого обзора — предоставить подробное введение в технологии обработки, полученные микроструктуры и
механические свойства, присущие сверхмелкозернистой стали с объемно-центрированной кубической (ОЦК) сталью .

Обзор двухфазных сталей: микроструктурная обработка и микромеханическое проектирование
Ежегодный обзор исследований материалов
Анну. Rev. Mater. Res. 2015. том 45: стр. 391-431
C.C. Тасан, М. Диль, Д. Ян, М. Бехтольд, Ф. Ротерс, Л. Шемманн, К. Чжэн, Н. Перанио, Д. Понге, М. Кояма, К. Цузаки и Д. Раабе. Ежегодные обзоры
по исследованиям материалов, 2015 г.[…]
PDF-документ [4,1 MB]

Annual Review of Materials Research 2015. volume 45: page 391-431 C.C. Тасан, М. Диль, Д. Ян, М. Бехтольд, Ф. Ротерс, Л. Шемманн, К. Чжэн, Н. Перанио, Д. Понге, М. Кояма, К. Цузаки и Д. Раабе

Annual Review of Materials Research 2015. volume 45: page 391-431 C.C. Тасан, М. Диль, Д. Ян, М. Бехтольд, Ф. Ротерс, Л. Шемманн, К.Чжэн, Н. Перанио, Д. Понге, М. Кояма, К. Цузаки и Д. Раабе

Обзор двухфазных сталей

Сталь — важнейший конструкционный материал человечества, обеспечивающий технологический прорыв в различных областях, таких как энергетика, транспорт, безопасность и инфраструктура.
Глубокий прогресс в этих областях был достигнут благодаря разработке усовершенствованных высокопрочных сталей (AHSS) , подпитываемых противоречивыми требованиями к
автомобильная промышленность для одновременного повышения безопасности при столкновении и экономии топлива.Инженерный и научный интерес к двухфазной (DP) стали , одной из первых
и наиболее известные примеры AHSS , были особенно сильны в последнее десятилетие.
С инженерной точки зрения постоянный интерес к стали DP вполне оправдан. Благодаря относительно простой термомеханической обработке и обедненному легированию
В этих сталях развивается условно простая ферритно-мартенситная микроструктура , которая, в свою очередь, обеспечивает широкий спектр отличных и промышленно доступных механических
недвижимость .Сталь DP обычно имеет высокий предел прочности на разрыв (UTS) (обеспечиваемый мартенситом ) в сочетании с низким начальным пределом прочности.
, обеспечивающее напряжение (обеспечивается ферритом ), высокое упрочнение на ранней стадии деформации и макроскопически однородный пластический поток (обеспечивается через
отсутствие эффектов Людерса ). Эти особенности делают сталь DP идеальными системами легирования для связанных с автомобилем операций формования листов .Из научного
Перспективы исследований и публикаций показывают, что весь потенциал сталей DP не был реализован. Есть еще несколько открытых вопросов, особенно в отношении
развитие микроструктуры в процессе и взаимосвязь микроструктуры и свойств. С этой точки зрения термин DP противоречит сложности микроструктуры этих сталей. Фактически,
в их состав также могут входить остаточный аустенит , перлит , бейнит , карбиды и игольчатый феррит ,
в зависимости от маршрута обработки.Дополнительная сложность возникает из-за различных параметров микроструктуры, зависящих от обработки и состава, например, объема мартенсита
фракция (VM), размер зерна мартенсита (SM), содержание углерода мартенсита (CM), морфология мартенсита / феррита , зерна феррита
размер (SF), феррит , текстура , плотность индуцированных трансформацией геометрически необходимых дислокаций (GND), сегрегация на микро- и мезомасштабах и
состояние химической отделки гетероинтерфейсов.Это большое пространство параметров определяет механическое поведение сталей DP, хотя определение точной роли отдельных механизмов является важной задачей.
сложная задача. Только недавно стали доступны подробные данные благодаря разработке новых экспериментальных микроскопических и микромеханических методов [например, контрастное изображение с электронным каналом
(ECCI), дифракция обратного рассеяния электронов (EBSD), атомно-зондовая томография (APT), миниатюрные испытания и зондирование in situ эволюции микроструктуры и вычислительные подходы (например,г., многофазный
моделирование пластичности кристаллов (CP) и кинетические и термодинамические модели, основанные на улучшенных термодинамических данных с учетом диффузии, фазового превращения и рекристаллизации). Эти достижения требуют
для всестороннего анализа современного понимания и текущих проблем, связанных с развитием микроструктуры и свойств сталей DP. Двухфазная сталь
(DP) является флагманской группой современных высокопрочных сталей, которые были первыми среди различных возможных систем сплавов, которые нашли применение в облегченных автомобильных компонентах.С одной стороны, это история успеха в металлургии: обедненное легирование и простая термомеханическая обработка позволяют использовать меньше материала для достижения большей производительности при соблюдении высоких требований.
экологические и экономические ограничения. С другой стороны, огромное количество литературы по сталям DP демонстрирует огромную сложность физики микроструктуры в многофазных сплавах: примерно 50 лет
после первых сообщений о ферритно-мартенситных сталях остаются открытыми различные научные вопросы. К счастью, в последние десятилетия мы стали свидетелями огромных успехов в развитии возможностей
экспериментальные и имитационные методы, значительно улучшающие понимание сталей DP.В этом обзоре содержится подробный отчет об этих улучшениях, уделяя особое внимание (а)
эволюция микроструктуры во время обработки, (b) экспериментальная характеристика микромеханического поведения и (c) моделирование механического поведения DP, чтобы выделить критические нерешенные
вопросы и направлять будущие исследовательские усилия.
Этот обзор современного понимания взаимосвязей между обработкой, микроструктурой, микромеханикой и механическим поведением сталей DP направлен на то, чтобы служить руководством для промышленных и научных
исследования, чтобы сосредоточиться на некоторых из нерешенных ключевых проблем в этой области.Обзор состоит из трех частей: Раздел 2 посвящен эволюции микроструктуры стали DP в процессе обработки,
Раздел 3 посвящен экспериментальным наблюдениям за микромеханическим поведением стали DP, а раздел 4 посвящен вычислительному описанию механического поведения стали DP.

Определение границ зерен и измерение размера зерен в ультрамелкозернистой стали
Z.Металлкд. 95 (2004) 6
Р. Сонг, Д. Понге, Р. Каспар, Д. Раабе
Определение характеристик границ зерен и измерение размера зерен в ультрамелкозернистой стали
Song et al Zeitschrift Metallkunde 2004 […]
PDF-Dokument [311.9 KB]

Z. Metallkd. 95 (2004) 6 Р. Сонг, Д. Понге, Р. Каспар, Д. Раабе Определение границ зерен и измерение размера зерен в ультрамелкозернистой стали

Улучшение зерна — это эффективный метод одновременного повышения прочности и ударной вязкости без добавления легирующих элементов.В общем, термин «ультрамелкое зерно» используется для определения микроструктур с размером зерен от 100 до 1000 нм, тогда как термин «наноструктура» относится к размерам зерен менее 100 нм. Для получения сверхмелкозернистой стали в сталях было предложено несколько новых концепций в масштабе лаборатории и опытного производства, таких как уменьшение больших деформаций (деформационное превращение феррита), между многоосевой деформацией Ae3 и Ar3, равноканальный угловой
прессование или экструзия (ECAP / ECAE) и деформация в сильном магнитном поле.Среди этих подходов серьезные

Пластическая деформация

с истинной логарифмической деформацией е, превышающей 1,0 при низкой гомологической температуре (обычно менее 0,3 — 0,4 Тм), обычно считается наиболее эффективным способом.
для получения ультрамелкозернистой стали с размером зерна феррита в диапазоне
от 0,3 до 2,0 мкм, когда речь идет о подходах к крупномасштабной обработке.

В данном исследовании ультрадисперсные зерна феррита в простой C – Mn стали (0,3 мас.% C) были получены нагреванием при больших деформациях.
сжатие и последующий отжиг в диапазоне температур от 773 K до 1003 K.Всего исследовано

проб.

с помощью дифракции обратного рассеяния электронов с высоким разрешением. Полученные микроструктуры показали очень мелкие зерна феррита и однородно распределенные частицы цементита. В
Большинство границ зерен (55–70%) были классифицированы как большеугловые (разориентация> 15 °). Если рассматривать только эти высокоугловые границы зерен, средний размер зерна
изменилась с 0,9 мкм при температуре деформации 773 К до 2,2 мкм при температуре деформации 1003 К.Для того же диапазона средний размер субзерен увеличился с 0,6 мкм до 1,5.
лм. Основной результат этого исследования состоит в том, что для определения размера зерен поликристаллических микроструктур с ультрамелкими зернами требуется использование электронного прибора высокого разрешения.
метод дифракции обратного рассеяния в сочетании с тщательным анализом характера границ зерен.

Механические свойства ультрамелкозернистой C – Mn стали, обработанной горячей деформацией и отжигом
Acta Materialia 53 (2005) 4881-4892
Механические свойства ультрамелкозернистой стали C – Mn, обработанной горячей деформацией и отжигом
Р.Сонг, Д. Понге, Д. Раабе
Acta Materialia 53 (2005) 4881 Song и др. […]
PDF-документ [634,9 KB]

Acta Materialia 53 (2005) 4881, Механические свойства ультрамелкозернистой C – Mn стали, обработанной теплой деформацией и отжигом Р. Сонг, Д. Понге, Д. Раабе

Acta Materialia 53 (2005) 4881, Механические свойства ультрамелкозернистой C – Mn стали, обработанной горячей деформацией и отжигом R.Сонг, Д. Понге, Д. Раабе

Механические свойства сверхмелкозернистой стали 0,2% C – Mn , обработанной теплой деформацией с большой деформацией и
последующий отжиг. Микроструктура состоит из сфероидизированных частиц цементита в сверхмелкозернистой ферритной матрице (в среднем зерен
диаметр1.3 мкм). Сталь демонстрирует улучшенное сочетание прочности и ударной вязкости по сравнению с соответствующими крупнозернистыми образцами. Разумная пластичность стали может быть
Это связано с мелкодисперсными частицами цементита, которые также эффективно увеличивают степень упрочнения за счет накопления геометрически необходимых
дислокации в их окрестностях. Более низкая энергия полки значительно выше, а температура перехода из пластичного в хрупкое состояние ниже в сверхтонком корпусе .
зернистой стали , чем в сопоставимых крупнозернистых образцах.Это может быть связано с совместным эффектом измельчения зерен и отслоения в
сверхмелкозернистая сталь , обработанная тяжелой пластической деформацией большой деформации . Отслоения приводят к снижению трехосности напряжения
состояние ударных образцов. Энергия верхней полки у ультрамелкозернистой стали немного снижена, что может быть связано с эффектом расслоения.

Ультрамелкозернистые стали с относительно простым и гладким химическим составом ,
усиленные в первую очередь за счет измельчения зерен , имеют большой потенциал для замены высокопрочных низколегированных сталей.Уникальная особенность измельчения зерна в том, что это единственный
укрепляющий механизм, который также увеличивает прочность. Улучшение зерна сталей , которые демонстрируют переход из пластичного в хрупкое состояние приводит к уменьшению
температура перехода. Для низкоуглеродистой стали, обработанной плоской прокаткой, средний диаметр зерна феррита может быть уменьшен с 10 мкм (для обычной горячей прокатки и воздушного охлаждения) до 5.
мкм (для контролируемой прокатки и водяного охлаждения), тем самым увеличивая предел текучести примерно на 80 МПа.На основе
Соотношения Холла – Петча и Коттрелла – Петча, уменьшение диаметра зерна с 5 до 1 мкм приведет к
увеличить предел текучести на 350 МПа и снизить температуру перехода из пластичного в хрупкое состояние на 200 К. Еще одно уменьшение диаметра зерна в пять раз приведет к дальнейшему увеличению предела текучести на 680 МПа до более 1000 МПа даже для стали с обедненной структурой. сочинение. Таким образом, сильное измельчение зерна до среднего диаметра зерна менее 1 мкм обеспечивает уникальное
стратегия производства сталей с высоким пределом текучести и превосходной вязкостью (низкая температура перехода от пластичного к хрупкому) при минимальном легировании.Основные преимущества такого подхода:
чтобы избежать дополнительных легирующих элементов, избежать сложных дополнительных термообработок, таких как мягкий отжиг, закалка и отпуск, а также улучшить свариваемость за счет уменьшения
требуемое содержание углерода и других легирующих элементов по сравнению с высокопрочными закаленными и отпущенными сталями. Еще одной областью высокого потенциала для таких ультрамелкозернистых сталей является
возможность высокоскоростной сверхпластичности при средних и повышенных температурах.

В данном исследовании были исследованы механические свойства ультрамелкозернистой стали 0,2% C – Mn, полученной путем горячей деформации с большой деформацией и отжига.
Данные сравниваются с механическими свойствами крупнозернистой стали того же состава. Цель
это исследование двоякое. Во-первых, мы стремимся к

, чтобы лучше понять недостаточную скорость деформационного упрочнения в ультрамелкозернистых сталях и использовать эти знания для повышения скорости деформационного упрочнения
путем введения мелких сфероидизированных частиц цементита в мелкодисперсную ферритную матрицу.Во-вторых, чтобы изучить ударные свойства ультрамелкозернистой стали по Шарпи, которые редко
Как было изучено в ходе предыдущих исследований, в Max-Planck-Institut fur Eisenforschung большие образцы толщиной 10 мм были изготовлены путем крупномасштабных испытаний на сжатие при плоской деформации. В
Подробно обсуждаются ударные свойства ультрамелкозернистой стали по Шарпи, такие как температура перехода из пластичного в хрупкое состояние.

В результате получается превосходное сочетание прочности и вязкости в ультрамелкозернистом 0.Сталь 2% C – Mn, полученная путем горячей деформации при больших деформациях. Значительное деформационное упрочнение привело к разумной пластичности ультрамелкозернистой стали, которая подтверждается примерно 10% равномерного удлинения и 20% общего удлинения. Обработка зерна также привела к увеличению деформации Людерса.

Наши основные выводы:

(1) Полученная приемлемая пластичность может быть объяснена наличием мелкодисперсных частиц цементита, которые улучшили способность к деформационному упрочнению за счет накопления
геометрически необходимые дислокации вокруг частиц.
(2) Ультрамелкозернистая сталь характеризовалась большой деформацией Людерса. Этот эффект можно объяснить низкой плотностью подвижных дислокаций и относительно низкой скоростью деформационного упрочнения
из-за быстрого динамического восстановления ультрамелкозернистой стали по сравнению с крупнозернистой сталью.

(3) В ультрамелкозернистой стали энергия верхней полки была относительно низкой, это может быть связано с возникновением расслоений. Выравнивание частиц цементита вдоль
границы зерен феррита в направлении прокатки и логографическая текстура кристалла
способствовали образованию отслоений.
(4) Более низкая энергия полки была значительно увеличена, и DBTT был ниже в ультрамелкозернистой стали по сравнению с крупнозернистой сталью.
это можно отнести к совместному эффекту малого размера зерна феррита и возникновению расслоения, которое повлекло за собой снижение трехосности напряженного состояния при испытании на удар.
образцы из ультрамелкозернистой стали.

Механизмы деформации и разрушения мелкозернистых и ультрамелкозернистых феррит / мартенситных двухфазных сталей и эффект старения
Acta Materialia 59 (2011) 658-670
Механизмы деформации и разрушения мелкозернистых и ультрамелкозернистых ферритно-мартенситных двухфазных сталей и эффект старения
М.Кальканотто, Й. Адачи, Д. Понге, Д. Раабе
Acta Materialia 59 (2011) 658 ультратонкий […]
PDF-документ [760,4 KB]

Acta Materialia 59 (2011) 658-670 Механизмы деформации и разрушения мелкозернистых и ультрамелкозернистых феррит / мартенситных двухфазных сталей и эффект старения М. Кальканотто, Я. Адачи, Д. Понге, Д. Раабе

Acta Materialia 59 (2011) 658-670 Механизмы деформации и разрушения мелкозернистых и ультрамелкозернистых ферритно-мартенситных двухфазных сталей и эффект старения M.Кальканотто, Ю. Адачи, Д. Понге, Д. Раабе

В этой работе три различных ферритно-мартенситных двухфазных стали с разным размером зерна феррита (12,4, 2,4 и 1,2 мкм), но с одинаковым содержанием мартенсита (30 об.%) Были произведены
большая деформация теплой деформации при различных температурах деформации с последующим межкритическим отжигом. Их механические свойства сравнивались, и отклик ультрамелкозернистого
стали (1,2 мкм) на старение при 170 ° C.Механизмы деформации и разрушения были изучены на основе наблюдений микроструктуры с использованием сканирующей электронной микроскопии и электронной микроскопии.
дифракция обратного рассеяния. Уменьшение размера зерна приводит к увеличению как предела текучести, так и предела прочности при растяжении, в то время как равномерное удлинение и общее удлинение менее подвержены влиянию. Частично это можно объяснить увеличением начальной скорости деформационного упрочнения. Кроме того, характеристики распределения напряжения / деформации между
феррит и мартенсит изменяются из-за измельчения зерна, что приводит к повышенной мартенситной пластичности и лучшему сцеплению на границе раздела фаз.Утончение зерна дополнительно способствует развитию механизмов пластичного разрушения, что
в результате улучшенной трещиностойкости мартенсита. Обработка старением приводит к сильному увеличению предела текучести и улучшает равномерное и полное удлинение. Эти эффекты
связывают с блокировкой дислокаций из-за образования атмосфер Коттрелла и релаксации внутренних напряжений, а также с уменьшением содержания углерода внедрения в феррите и
эффекты отпуска в мартенсите.

Улучшение зерен металлов имеет важное значение, поскольку это единственный упрочняющий механизм, который одновременно увеличивает ударную вязкость материала.В последние годы было разработано множество методов для производства ультрамелкозернистых (УМЗ) материалов с размером зерна феррита около 1 мкм. Эти методы можно разделить на маршруты усовершенствованной термомеханической обработки (ATMP), которые нацелены на улучшение традиционных маршрутов обработки на промышленных крупномасштабных прокатных станах, и методы тяжелой пластической деформации (SPD), которые по существу ограничены размерами образцов лабораторного масштаба. Методы ATMP покрывают

преобразование феррита, вызванное деформацией (DIFT), горячая деформация при больших деформациях, межкритическая горячая прокатка, многонаправленная прокатка и холодная прокатка плюс отжиг мартенситных
стали.Наиболее важными методами SPD являются равноканальное угловое прессование (ECAP), накапливающееся валковое соединение и кручение под высоким давлением. Постоянно обнаруживалось, что предел текучести
и прочность на разрыв резко увеличиваются за счет измельчения зерна, тогда как равномерное и полное удлинение уменьшаются. Кроме того, усиливается напряжение Людерса.
Кроме того, УМЗ-стали демонстрируют очень низкую скорость деформационного упрочнения, что является основным ограничением для коммерческого применения. Что касается прочности,
неоднократно сообщалось о значительном снижении температуры перехода из пластичного в хрупкое состояние.Для этих
По этой причине существует постоянный интерес к преодолению ограниченной пластичности УМЗ-материалов без ущерба для прочности и ударной вязкости. Среди возможных способов восстановления деформационной упрочняемости УМЗ-материалов — создание бимодального распределения зерен по размерам и введение наноразмерных частиц цементита в микроструктуру. Еще один аспект, который может улучшить применимость УМЗ-материалов, — это их способность проявлять сверхпластичность.
Шин и Парк показали, что замена цементита в качестве второй фазы мартенситом через
Обработка межкритическим отжигом приводит к значительному увеличению скорости деформационного упрочнения, вызывая более высокий предел прочности при растяжении при лишь незначительном снижении равномерного и полного удлинения.Таким образом, была разработана двухфазная (DP) сталь UFG феррит / мартенсит, которая демонстрирует превосходные механические свойства по сравнению с более крупнозернистыми обычными сталями DP. Термин «двухфазная сталь» относится к группе сталей, состоящих из мягкой ферритной матрицы и 3–30 об.% Островков твердого мартенсита. Эти стали широко используются в автомобильной промышленности. Стали DP обладают рядом уникальных свойств, в том числе низким пределом упругости, высокой начальной скоростью деформационного упрочнения, постоянной текучестью, высоким пределом прочности на разрыв и высоким равномерным и полным удлинением.Кроме того, стали DP проявляют эффект упрочнения при отжиге (BH), то есть предел текучести увеличивается при старении при температурах отверждения краски (170 ° C) после формования, что приводит к повышению сопротивления вмятинам и раздавливанию. Фазовое превращение аустенита в мартенсит оказывает основное влияние на механические свойства двухфазных сталей. Это фазовое превращение включает объемное расширение на 2-4%, вызывая упруго и пластически деформированную зону в феррите, примыкающем к мартенситу. Деформированная зона содержит большое количество незакрепленных дислокаций, что приводит к возникновению дислокационных неоднородностей в феррите.Таким образом, предполагается, что низкий предел упругости создается за счет комбинированного воздействия имеющихся упругих напряжений, которые способствуют пластическому течению, и дополнительной дислокации, которая, как предполагается, частично подвижна на ранних стадиях текучести. Дислокация-дислокационные взаимодействия, скопления дислокаций на границах раздела феррит / мартенсит и соответствующие дальнодействующие упругие обратные напряжения способствуют быстрому деформационному упрочнению. Предыдущие исследования по измельчению зерна в
Стали DP постоянно показывают, что, в отличие от других металлических материалов, увеличению предела текучести и предела прочности не противодействует значительное снижение равномерного и полного удлинения.Частично это можно объяснить повышенной скоростью деформационного упрочнения из-за измельчения зерна в результате большего количества геометрически необходимых дислокаций (ГНД) вдоль границ феррит – мартенсит. Ультрамелкозернистые стали DP были произведены путем применения двухэтапного технологического маршрута, состоящего из (1) деформационной обработки для получения УМЗ-феррита и мелкодисперсного цементита или перлита и (2) короткого межкритического отжига в двухфазной феррит / аустенитной фазе. поле с последующей закалкой для превращения всего аустенита в мартенсит.Измельчение зерна на этапе (1) было достигнуто с помощью холодной прокатки, холодной обжимки и нагрева с большой деформацией.
деформация. Однопроходный маршрут обработки, основанный на DIFT, был предложен Мукерджи. Поскольку количество исследований по этой теме очень ограничено, необходимы дополнительные исследования, чтобы понять механическую реакцию сталей DP на размер зерна феррита, близкий или менее 1 мкм. Кроме того, поскольку микроструктуры, описанные в предыдущих исследованиях, часто отличаются объемной долей мартенсита, до сих пор не было возможности независимо интерпретировать влияние размера зерна на механические свойства.Поэтому в данном исследовании мы сравниваем механизмы деформации и разрушения крупнозернистой (CG), мелкозернистой (FG) и UFG-DP стали, имеющих примерно одинаковые объемные доли мартенсита. Кроме того, исследуется реакция старения (BH) стали UFG-DP, которая до сих пор не рассматривалась. В сочетании с механическими данными, эволюция микроструктуры во время растяжения и механизмы разрушения изучаются с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) и дифракции обратного рассеяния электронов с высоким разрешением (EBSD).Кроме того, эволюция полосы скольжения во время деформации была исследована путем проведения испытаний на растяжение, которые прерывались при уровнях деформации от 1% до 4%.

Механизмы деформации и разрушения мелкозернистых и ультрамелкозернистых феррит / мартенситных двухфазных сталей и эффект старения
Acta Materialia 59 (2011) 658-670
Механизмы деформации и разрушения мелкозернистых и ультрамелкозернистых ферритно-мартенситных двухфазных сталей и эффект старения
Марион Кальканотто, Йошитака Адачи, Дирк Понге, Дирк Раабе
Calcagnotto Acta Materialia 59 (2011) 65 […]
PDF-Документ [1,7 MB]

Acta Materialia 59 (2011) 658-670 Механизмы деформации и разрушения мелкозернистых и ультрамелкозернистых феррит / мартенситных двухфазных сталей и эффект старения Марион Кальканотто, Йошитака Адачи, Дирк Понге, Дирк Раабе

Улучшение зерна металлов имеет важное значение, поскольку это один из немногих упрочняющих механизмов, которые одновременно повышают ударную вязкость материала.В последние годы появилось множество
методов были разработаны для производства ультрамелкозернистых материалов
(UFG) с размером зерна феррита около 1 мкм [1,2]. Эти методы можно разделить на маршруты усовершенствованной термомеханической обработки (ATMP), которые направлены на улучшение
обычные технологические маршруты на крупных промышленных прокатных станах и методы тяжелой пластической деформации (SPD), которые в основном ограничиваются лабораторными образцами
размеры. Методы ATMP включают преобразование феррита, вызванное деформацией (DIFT) [3], горячую деформацию при больших деформациях [4], межкритическую горячую прокатку [5], многонаправленную прокатку.
[6] и холодная прокатка плюс отжиг мартенситной стали [7].Наиболее важными методами SPD являются равноканальное угловое прессование (ECAP) [8], накопительное валковое соединение [9] и высокое
давление кручения [10]. Постоянно было обнаружено, что предел текучести и предел прочности на растяжение резко увеличиваются из-за измельчения зерна,
, тогда как равномерное и общее удлинение уменьшаются. Кроме того, усиливается напряжение Людерса. Кроме того, УМЗ-стали демонстрируют очень низкую скорость деформационного упрочнения [11], что маркирует
Основное ограничение относительно коммерческих
приложений.С точки зрения ударной вязкости, значительное снижение температуры перехода из пластичного в хрупкое
неоднократно сообщалось [12,13]. По этим причинам существует постоянный интерес к преодолению ограничений
пластичность материалов UFG без ущерба для прочности и ударной вязкости. Среди возможных способов восстановления деформационной упрочняемости УМЗ-материалов — создание бимодального распределения зерен по размерам [14] и введение наноразмерных частиц цементита в микроструктуру [6]. Другой аспект, который может улучшить применимость УМЗ-материалов, — это их способность проявлять сверхпластичность [15].Шин и Парк [16] показали, что замена цементита в качестве второй фазы на мартенсит через межкритический

Обработка отжигом

приводит к значительному увеличению скорости деформационного упрочнения, вызывая более высокий предел прочности при растяжении при лишь незначительном снижении однородного и общего удлинения. В
Таким образом, была разработана двухфазная (DP) сталь UFG-феррит / мартенсит, которая показывает превосходные механические свойства по сравнению с более крупнозернистыми обычными сталями DP. Период, термин
«Двухфазная сталь» относится к группе сталей
, состоящей из мягкой ферритной матрицы и 3–30 об.% островков твердого мартенсита. Эти стали широко используются в автомобильной промышленности. Стали DP обладают рядом уникальных
свойства, которые включают низкий предел упругости, высокую начальную скорость деформационного упрочнения, непрерывную текучесть, высокую прочность на разрыв и высокое равномерное и полное удлинение. Кроме того, стали DP
проявляют эффект отверждения при выпекании (BH), то есть предел текучести увеличивается при старении при температурах запекания краски (170 C) после формования, что приводит к улучшенным вмятинам и раздавливанию
сопротивление. Фазовое превращение аустенита в мартенсит оказывает основное влияние на механические свойства двухфазных сталей [17,18].Это фазовое превращение включает
объемное расширение 2–4% [19], вызывая упруго и пластически деформированную зону в феррите, прилегающую к мартенситу [20]. Деформированная зона содержит большое количество незакрепленных
дислокации [21], приводящие к возникновению дислокационных неоднородностей в феррите. Таким образом, предполагается, что нижний предел упругости создается за счет комбинированного воздействия настоящего упругого элемента.
напряжения, которые способствуют пластическому течению
и дополнительную дислокацию, которая, как предполагается, частично подвижна на ранних стадиях текучести [22].Дислокационно-дислокационные взаимодействия, скопления дислокаций при
Границы раздела феррит / мартенсит и соответствующие дальнодействующие упругие обратные напряжения
способствуют быстрому деформационному упрочнению.
Предыдущие исследования измельчения зерна в сталях DP неизменно показали, что, в отличие от других металлических материалов, увеличение предела текучести и прочности на растяжение
не нейтрализуется значительным уменьшением равномерного
и полного удлинения [23–28]. Частично это можно объяснить повышенной скоростью деформационного упрочнения из-за измельчения зерна в результате большего количества геометрически
необходимые дислокации (ЗНД) вдоль границ феррит – мартенсит
[25].Ультрамелкозернистые стали DP были произведены путем применения двухэтапного технологического маршрута, состоящего из (1) деформационной обработки для получения УМЗ-феррита и мелкозернистой
дисперсный цементит или перлит и (2) короткий межкритический отжиг
в двухфазной области феррит / аустенит с последующей закалкой для превращения всего аустенита в мартенсит. Уменьшение зерна на этапе (1) было достигнуто с помощью РКУП [27], холодной прокатки
[28], холодная обжатие [24] и теплая деформация при больших деформациях [29]. Однопроходный маршрут обработки, основанный на DIFT, был предложен Mukherjee et al.[26,30].
Поскольку количество исследований по этой теме очень ограничено, необходимы дополнительные исследования, чтобы понять механическую реакцию сталей DP на размер зерна феррита, близкий или менее 1
лм. Кроме того, поскольку микроструктуры, описанные
в предыдущих исследованиях, часто отличаются объемной долей мартенсита, до сих пор не было возможности независимо интерпретировать влияние размера зерна на механические свойства.
Таким образом, в данном исследовании мы сравниваем механизмы деформации и разрушения крупнозернистой (CG), мелкозернистой (FG) и UFG-DP стали, имеющих примерно одинаковый объем мартенсита.
фракции.Кроме того, исследуется реакция старения (BH) стали UFG-DP, которая до сих пор не рассматривалась. В сочетании с механическими данными микроструктура
эволюция при растяжении и деформации и механизмы разрушения изучаются с помощью сканирующей электронной микроскопии (SEM) и дифракции обратного рассеяния электронов с высоким разрешением (EBSD).
Кроме того, эволюция полосы скольжения во время деформации была исследована путем проведения испытаний на растяжение, которые прерывались при уровнях деформации от 1% до 4%.

Контроль микроструктуры при изготовлении ультрамелкозернистой двухфазной стали: характеристика и влияние параметров межкритического отжига
ISIJ International, Vol. 52 (2012), № 5, с. 874–-883
Контроль микроструктуры при изготовлении ультрамелкозернистой двухфазной стали: характеристика и влияние параметров межкритического отжига
Марион КАЛЬКАНЬОТТО, Дирк ПОНГЕ и Дирк РААБЕ
ISIJ International Vol 52 (2012) 874 ult […]
PDF-документ [514,4 KB]

Коэффициент пропорциональности зерна феррита как функция объемной доли мартенсита. Заштрихованная область подчеркивает тенденцию к снижению.

Уменьшение размера зерна в сталях — эффективный способ оптимизации свойств, поскольку это единственный механизм упрочнения, который увеличивает текучесть и предел прочности на разрыв, а также снижает пластичность до хрупкости.
температура перехода одновременно. В последние годы было разработано множество технологических процессов
, направленных на производство ультрамелкозернистых (УМЗ) сталей с размером зерна феррита 1 мкм и ниже, что хорошо обобщено в обзоре Song et al.. Однако большинство из этих UFG
Ферритно-цементитные стали характеризуются очень низкой скоростью деформационного упрочнения и, следовательно, низким равномерным удлинением
по сравнению с их крупнозернистыми аналогами. Среди различных попыток восстановить способность к деформационному упрочнению УМЗ сталей следует отметить замену цементита мартенситом.
обработка через межкритический отжиг представляется наиболее эффективной. Во время межкритического отжига в двухфазном поле феррит + аустенит образуется желаемое количество аустенита.На
при быстром охлаждении аустенит превращается в мартенсит. Эти произведенные таким образом ферритно-мартенситные двухфазные (DP) стали UFG представляют особый интерес для промышленного применения, так как обычные грубые
и мелкозернистые стали DP изучаются более трех десятилетий и составляют значительную часть современных кузовов автомобилей. Неоднократно было продемонстрировано, что увеличение силы
Стали DP за счет измельчения зерна не противодействуют значительной потере пластичности при растяжении. Это объясняется увеличением скорости деформационного упрочнения, изменением распределения дислокаций
и к повышению мартенситной пластичности.Стали UFG DP производятся с применением различных технологических процессов
, однако количество исследований этого нового материала все еще ограничено. Son et al. произведены стали УМЗ ДП с добавками ванадия и без них методом равноканального углового прессования (РКУП)
плюс межкритический отжиг и изучено распределение дислокаций в УМЗ-феррите и его влияние на свойства при растяжении. Delincé et al. использовали холодную обжатие плюс межкритический отжиг для производства
Стали DP с различным размером зерна и проанализировали различные вклады упрочнения и полученные механические свойства с помощью наноиндентирования и деформационного упрочнения в зависимости от размера зерна.
модель.Mukherjee et al. предложили технологический маршрут, основанный на превращении феррита под действием деформации (DIFT), и изучили влияние молибдена и ниобия на эволюцию микроструктуры. В двоем
В предыдущих исследованиях мы продемонстрировали, что стали UFG DP могут быть получены путем горячей деформации с большой деформацией с последующим межкритическим отжигом, и прояснили критическую важность определенного марганца.
содержание об эволюции микроструктуры. Однако систематические исследования параметров обработки, которые контролируют эволюцию микроструктуры сталей UFG DP, отсутствуют.Напротив,
Эволюция микроструктуры во время межкритического отжига широко изучалась в крупнозернистых сталях DP, которые производились обычной горячей и / или холодной прокаткой. Однако фазовое превращение
кинетика изменяется из-за измельчения зерна в результате более высокой плотности потенциальных центров зародышеобразования и изменения морфологии цементита с перлитной пластинчатой структуры на
сфероидальная форма. Кроме того, эволюция микроструктуры зависит от содержания и распределения дислокаций и, следовательно, от термомеханической истории материала.Поскольку механические свойства
непосредственно связанных с параметрами микроструктуры
, такими как размер зерен, фракции фаз, доля высокоугловых границ зерен (HAGB), выделения, содержание внедрения и т. д., тщательный контроль микроструктуры
обязательное условие для разработки нового материала. Что касается ограничений в изменении
условий обработки в промышленных установках для отжига, крайне важно определить чувствительность эволюции микроструктуры к изменению переменных обработки.Таким образом, решающие параметры межкритического отжига (скорость нагрева, температура выдержки, время выдержки и скорость охлаждения), применяемые в технологическом процессе для получения сталей UFG DP, следующие:
систематически варьируется в настоящем исследовании. Цель состоит в том, чтобы определить механизмы управления микроструктурой во время межкритического отжига для создания оптимизированной микроструктуры.
Для точного определения фазовых фракций, размера зерна феррита и доли HAGB в феррите мы применяем дифракцию обратного рассеяния электронов с высоким разрешением (EBSD) и предлагаем
Процедура постобработки данных EBSD, учитывающая высокую долю границ зерен, которые обычно усложняют определение характеристик микроструктуры.
Более конкретно, в этой статье ультрамелкозернистая (УМЗ) феррит / цементитная сталь была подвергнута межкритическому отжигу с целью получения двухфазной (DP) стали УМЗ феррит / мартенсит. В
Параметры межкритического отжига, а именно температура и время выдержки, скорость нагрева и скорость охлаждения, варьировались независимо друг от друга с помощью дилатометрических экспериментов. Характеристика микроструктуры
выполняли с использованием сканирующей электронной микроскопии (SEM) и дифракции обратного рассеяния электронов высокого разрешения (EBSD).Предлагается процедура последующей обработки данных EBSD, которая позволяет точно различать
между ферритной и мартенситной фазами. Выявлена чувствительность микроструктуры к различным условиям отжига. Как и в обычных сталях DP, доля мартенсита и
Размер зерна феррита увеличивается с увеличением времени и температуры межкритического отжига. Кроме того, вариации микроструктуры объясняются изменениями кинетики фазового превращения.
за счет измельчения зерна и обогащения цементитом марганца при теплой деформации. -3 с1 и температуре
Acta-Mat-2013-superplastic-steel-Al-cont […]
PDF-документ [6.0 MB]

(PDF) Мелкозернистая структура и рекристаллизация при температуре окружающей среды для чистого магния, подвергшегося большой холодной пластической деформации

Поведение катаных листов из магниевого сплава с вариациями текстуры, Sci. Англ. А 580

(2013) 77–82.

[5] Т. Аль-Самман, X. Ли, С.Г. Чоудхури, Зависимое от ориентации скольжение и двойникование

во время сжатия и растяжения сильно текстурированного магниевого сплава AZ31, Mater.

Sci. Англ. А 527 (2010) 3450–3463.

[6] Т. Юань, Х. Хуанг, Г.Ю. Юань, У.Дж. Дин, Эволюция микроструктуры и механические свойства

квазикристаллического сплава Mg – Zn – Gd, обработанного циклической экструзией

и сжатием, J. Alloy. Compd. 626 (2015) 42–48.

[7] Ф. Акбарипанах, Ф. Ферештех-Сани, Р. Махмуди, Х.К. Kim, Microstructural

однородность, текстура, поведение при растяжении и сдвиге магниевого сплава AM60 pro

, полученного экструзией и равноканальным угловым прессованием, Mater.Des. 43 (2013)

31–39.

[8] W.Y. Ким, В. Дж. Ким, Изготовление ультрамелкозернистых листов магниевого сплава Mg – 3Al – 1Zn

с использованием технологии непрерывной высокоскоростной разностной прокатки, Mater. Sci.

англ. А 594 (2014) 189–192.

[9] С. Бисвас, С. Сувас, Эволюция субмикронного размера зерен и слабой текстуры в магнезиальном сплаве Mg – 3Al – 0.4Mn

с помощью модифицированного процесса многоосевой ковки, Scr. Mater.

66 (2012) 89–92.

[10] W.Z. Chen, Y. Yu, X. Wang, E.D. Ван, З.Я. Лю, Оптимизация температуры прокатки для листов из сплава ZK61 с помощью анализа однородности микроструктуры, Матер. Sci. Англ. А

575 (2013) 136–143.

[11] S.A. Torbati-Sarraf, T.G. Лэнгдон, Свойства магниевого сплава ZK60, обработанного

кручением под высоким давлением, J. Alloy Compd. 613 (2014) 357–363.

[12] C.I. Чанг, X.H. Ду, Дж. К. Хуанг, Достижение ультрамелкого размера зерна в сплаве Mg-Al-Zn с помощью обработки трением

, Scr.Mater. 57 (2007) 209–212.

[13] S. Qu, X.H. Ан, Х.Дж. Ян, С.Х. Хуанг, Дж. Ян, К.С. Занг и др., Микроструктурная эволюция

и механические свойства сплавов Cu – Al, подвергнутых равноканальному угловому прессованию

, Acta Mater. 57 (2009) 1586–1601.

[14] Ф. Дж. Хамфрис, М. Хазерли, Рекристаллизация и связанные с ней явления отжига,

2-е изд., Elsevier, Oxford, 2004, стр. 451–466.

[15] W.Z. Чен, W.C. Чжан, Х. Чао, Л. Чжан, Э.Д. Ван, Влияние большой холодной деформации

на эволюцию микроструктуры для магниевого сплава, подвергнутого многопроходной холодной вытяжке

, Mater. Sci. Англ. А 623 (2015) 92–96.

[16] Дж. Фанг, У. Дж. Ай, С. Ли анг, Дж. Душчик, Дж. Чжоу, Многопроходное холодное волочение мини-трубок из магниевого сплава

для биоразлагаемых сосудистых стентов, Mater. Sci. Англ. C 33

(2013) 3481–3488.

[17] W.Z. Чен, W.C. Чжан, Ю. Цяо, К. Мяо, Э. Ван, Повышенная пластичность мелкозернистых листов магния и магниевых сплавов с высокой прочностью

, обработанных многопроходной прокаткой

с пониженной температурой, Дж.Сплав Compd. 665 (2016) 13–20.

[18] Т. Аль-Самман, Г. Готтштейн, Динамическая рекристаллизация во время высокотемпературной деформации

магния, Mater. Sci. Англ. А 490 (2008) 411–420.

[19] Ю.Н. Ван, Дж.К. Хуанг, Анализ текстуры в шестиугольных материалах, Mater. Chem.

Phys. 81 (2003) 11–26.

[20] J.G. Севильяно, В. Houtte, E. Aernoudt, Деформационное упрочнение и текстуры при большой деформации,

Prog. Mater. Sci. 25 (1980) 69–134.

[21] А.Галиев, Р. Кайбышев, Т. Сакаи, Матер. Sci. Форум 1 (419–422) (2003) 509–514.

[22] К. Беттлс, М. Барнетт, Достижения в области деформируемых магниевых сплавов: основы обработки

, свойства и применение, 1-е изд., Woodhead Publishing Limited,

Philadelphia, 2012, стр. 186–225.

[23] С. Бербенни, В. Фавье, М. Бервейллер, Влияние гранулометрического состава на предел текучести

гетерогенных материалов, Int. J. Plast. 23 (2007) 114–142.

[24] Э.М. Лехокей, Ю.

Мелкозернистая структура — Большая Энциклопедия Нефти и Газа, статья, страница 3

Мелкозернистая структура

Мелкозернистая и среднезернистая структура печени

Структура печени: основные понятия

Что значит повышенная эхогенность печени?

что это значит, причины мелкозернистой и крупнозернистой структуры

Структура печени

Степень зернистости: норма и отклонения

Что такое эхогенность

Сталь мелкозернистая — Энциклопедия по машиностроению XXL

Строение металлического слитка. Условия получения мелкозернистой структуры. Транскристаллизация.

Рисунок 1 — Схема стального слитка

Рисунок 2 — Схема дендрита по Чернову Д.К.

Условия получения мелкозернистой структуры

Эхоструктура печени мелкозернистая

Структура печени

Степень зернистости: норма и отклонения

Что такое эхогенность

Структура печени: основные понятия

Что значит повышенная эхогенность печени?

Что это представляет собой?

Изменения диффузного характера

Почему возникает неоднородная печень?

Виды изменений

Мелкозернистая эхоструктура

Среднезернистая

Крупнозернистая

Неоднородная структура железы

Как лечить?

Медикаментозная терапия

Методы профилактики

Прошу проконсультировать — Гастроэнтерология — Здоровье Mail.ru

Развитие мелкозернистой структуры и механических свойств суперсплава 718 на основе никеля

Реферат

Особенности

Ключевые слова

Рекомендуемые статьи

Ссылки на статьи

Мелкозернистый урбанизм против крупнозернистого

Исследование структуры и механических свойств мелкозернистых алюминиевых сплавов Al-0.6 мас.% Mg-Zr-Sc с соотношением Zr: Sc = 1,5, получено холодным волочением материалов

Abstract

1. Введение

2. Материалы и методы

Таблица 1

3. Результаты и обсуждение

Таблица 2

4. Выводы

Благодарности

Вклад авторов

Финансирование

Конфликт интересов

Ссылки

Разница между мелкозернистой и крупнозернистой архитектурой SIMD

, сталь UFG, углерод, прочность, UTS, пластичность, сварка, EBSD, текстура, GND, RVE, моделирование, обработка

Среди различных механизмов упрочнения

Обзор двухфазных сталей

(PDF) Мелкозернистая структура и рекристаллизация при температуре окружающей среды для чистого магния, подвергшегося большой холодной пластической деформации

Добавить комментарий Отменить ответ